JPH05112846A - 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 - Google Patents
高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法Info
- Publication number
- JPH05112846A JPH05112846A JP29982591A JP29982591A JPH05112846A JP H05112846 A JPH05112846 A JP H05112846A JP 29982591 A JP29982591 A JP 29982591A JP 29982591 A JP29982591 A JP 29982591A JP H05112846 A JPH05112846 A JP H05112846A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- hot
- polygonal ferrite
- cooling
- hole expandability
- 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.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 十分に優れた強度,延性,溶接性及び穴拡げ
性を兼備し、良好な加工性を示す高張力鋼板を提供す
る。 【構成】 C:0.05〜0.25%,Si:0.05超〜1.0%,Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8 〜 2.5%を含むか、或いは
更に特定量のCa,Zr,希土類元素,Nb,Ti,Vの1種以
上をも含有する鋼を、Ac3点以上に加熱保持してから熱
間圧延を行い、780〜840℃で仕上圧延を終了した
後10〜50℃/sの冷却速度にて300〜450℃まで
加速冷却し巻き取るか、或いは仕上圧延を780〜94
0℃で終了して10℃/s以上の冷却速度にて600〜7
00℃の温度域まで加速冷却し、その温度域で2〜10秒
間空冷してから更に20℃/s以上の冷却速度にて300
〜450℃まで加速冷却し巻き取ることにより、体積率
で5%以上の残留オ−ステナイトを含むポリゴナルフェ
ライト主体の組織を有した熱延鋼板を得る。
性を兼備し、良好な加工性を示す高張力鋼板を提供す
る。 【構成】 C:0.05〜0.25%,Si:0.05超〜1.0%,Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8 〜 2.5%を含むか、或いは
更に特定量のCa,Zr,希土類元素,Nb,Ti,Vの1種以
上をも含有する鋼を、Ac3点以上に加熱保持してから熱
間圧延を行い、780〜840℃で仕上圧延を終了した
後10〜50℃/sの冷却速度にて300〜450℃まで
加速冷却し巻き取るか、或いは仕上圧延を780〜94
0℃で終了して10℃/s以上の冷却速度にて600〜7
00℃の温度域まで加速冷却し、その温度域で2〜10秒
間空冷してから更に20℃/s以上の冷却速度にて300
〜450℃まで加速冷却し巻き取ることにより、体積率
で5%以上の残留オ−ステナイトを含むポリゴナルフェ
ライト主体の組織を有した熱延鋼板を得る。
Description
【0001】
【産業上の利用分野】この発明は、自動車や産業機械等
における高強度部材用鋼板として好適な延性と穴拡げ性
に優れた加工用高張力熱延鋼板、並びにその製造方法に
関する。
における高強度部材用鋼板として好適な延性と穴拡げ性
に優れた加工用高張力熱延鋼板、並びにその製造方法に
関する。
【0002】
【従来技術とその課題】今日、連続熱間圧延によって製
造される所謂“熱延鋼板”は比較的安価な構造材料とし
て各種分野で広く適用されるようになったが、その用途
にはプレス加工等で成形される部材が多く、そのため強
度と加工性の両面に対する要求が高い材料である。
造される所謂“熱延鋼板”は比較的安価な構造材料とし
て各種分野で広く適用されるようになったが、その用途
にはプレス加工等で成形される部材が多く、そのため強
度と加工性の両面に対する要求が高い材料である。
【0003】ところで、鋼材等においては一般に強度を
増加させると加工性は低下するが、高強度と高延性が両
立する鋼材として例えば特開昭55−44551号公報
に記載されているようなDP鋼(Dual Phase鋼)が知ら
れている。このDP鋼は〔フェライト+マルテンサイ
ト〕の2相組織鋼であり、降伏比が低く延性が高いこと
を特徴としているが、それでも60キロ級ハイテン(TS:
60kgf/mm2)で伸び(El)が約30%,「TS×El」の値が2
000未満、また80キロ級ハイテン(TS:80kgf/mm2)で
伸びが約20%,「TS×El」の値が2000未満という
のがその限界であり、それ以上の高延性化には対応でき
ないのが現状であった。
増加させると加工性は低下するが、高強度と高延性が両
立する鋼材として例えば特開昭55−44551号公報
に記載されているようなDP鋼(Dual Phase鋼)が知ら
れている。このDP鋼は〔フェライト+マルテンサイ
ト〕の2相組織鋼であり、降伏比が低く延性が高いこと
を特徴としているが、それでも60キロ級ハイテン(TS:
60kgf/mm2)で伸び(El)が約30%,「TS×El」の値が2
000未満、また80キロ級ハイテン(TS:80kgf/mm2)で
伸びが約20%,「TS×El」の値が2000未満という
のがその限界であり、それ以上の高延性化には対応でき
ないのが現状であった。
【0004】一方、これとは別に、従来の高強度鋼板の
延性を大幅に向上させる手段として「残留オ−ステナイ
トのTRIP(変態誘起塑性)を利用する方法」が開発
されている(例えば特開昭55−145121号公報参
照)。そして、この方法によれば引張強さ(TS):110
kgf/mm2 以上,伸び:22%以上を示し、「TS×El」の
値が2400を超す高延性高強度鋼板の製造が可能であ
ると思われる。しかしながら、この方法ではC含有量を
0.40〜0.85%(以降、 成分割合を表す%は重量%とす
る)と高めに調整する必要があることから得られる鋼板
は溶接性等の点で劣り、自動車用鋼板としての適用範囲
は狭いものであった。
延性を大幅に向上させる手段として「残留オ−ステナイ
トのTRIP(変態誘起塑性)を利用する方法」が開発
されている(例えば特開昭55−145121号公報参
照)。そして、この方法によれば引張強さ(TS):110
kgf/mm2 以上,伸び:22%以上を示し、「TS×El」の
値が2400を超す高延性高強度鋼板の製造が可能であ
ると思われる。しかしながら、この方法ではC含有量を
0.40〜0.85%(以降、 成分割合を表す%は重量%とす
る)と高めに調整する必要があることから得られる鋼板
は溶接性等の点で劣り、自動車用鋼板としての適用範囲
は狭いものであった。
【0005】なお、低いC含有量の下で残留オ−ステナ
イトを確保して鋼に高延性を得る手段として、C:0.2
%,Si:1.5%,Mn:1.5%を含有した鋼を熱間圧延し、A
r3点近傍で仕上圧延を行った後、40/s以上の冷却速度
で加速冷却してから400℃近傍で巻き取る方法が提案
されている(特開昭63−4017号)。しかし、この
方法では、伸びはDP鋼に比べて大幅に向上するするも
のの加工性の重要な指標の1つである“穴拡げ性”は改
善されず、該穴拡げ性はDP鋼板なみの30%程度であ
った。従って、伸びフランジ性が要求されるような部品
に対しては使用することができなかった。
イトを確保して鋼に高延性を得る手段として、C:0.2
%,Si:1.5%,Mn:1.5%を含有した鋼を熱間圧延し、A
r3点近傍で仕上圧延を行った後、40/s以上の冷却速度
で加速冷却してから400℃近傍で巻き取る方法が提案
されている(特開昭63−4017号)。しかし、この
方法では、伸びはDP鋼に比べて大幅に向上するするも
のの加工性の重要な指標の1つである“穴拡げ性”は改
善されず、該穴拡げ性はDP鋼板なみの30%程度であ
った。従って、伸びフランジ性が要求されるような部品
に対しては使用することができなかった。
【0006】このようなことから、本発明が目的とした
のは、十分に優れた強度,延性,溶接性並びに穴拡げ性
を兼備した加工用熱延高張力鋼板を安定して提供できる
手段を確立することであった。
のは、十分に優れた強度,延性,溶接性並びに穴拡げ性
を兼備した加工用熱延高張力鋼板を安定して提供できる
手段を確立することであった。
【0007】
【課題を解決するための手段】そこで、本発明者等は上
記目的を達成すべく、特に、溶接性面での満足が得られ
るC含有量範囲でもって自動車用等としても十分な高強
度を示し、かつ“優れた延性と穴拡げ性につながるTR
IP効果を利用するに十分な量”のオ−ステナイトを含
有する高延性熱延高張力鋼板の実現可能性を求めて種々
の検討を重ねた結果、以下に示す如き知見を得ることが
できた。
記目的を達成すべく、特に、溶接性面での満足が得られ
るC含有量範囲でもって自動車用等としても十分な高強
度を示し、かつ“優れた延性と穴拡げ性につながるTR
IP効果を利用するに十分な量”のオ−ステナイトを含
有する高延性熱延高張力鋼板の実現可能性を求めて種々
の検討を重ねた結果、以下に示す如き知見を得ることが
できた。
【0008】a) Siは低C範囲で残留オ−ステナイトを
確保するのに有効な元素であるが、穴拡げ性を考慮して
Si含有量を抑えた鋼においても、 0.8%以上の割合でAl
を含有させるとオ−ステナイトを残留させることが可能
であり、これによって優れた引張強さ(TS)・伸び(El)バ
ランスが得られること。
確保するのに有効な元素であるが、穴拡げ性を考慮して
Si含有量を抑えた鋼においても、 0.8%以上の割合でAl
を含有させるとオ−ステナイトを残留させることが可能
であり、これによって優れた引張強さ(TS)・伸び(El)バ
ランスが得られること。
【0009】b) 従来のSi添加残留オ−ステナイト型高
張力鋼では、引張試験においては高い伸びが得られるも
のの穴拡げ試験ではDP鋼なみの穴拡げ率しか得られな
いのに対し、Al添加残留オ−ステナイト型高張力鋼の場
合には、予想に反して優れた伸びと高い穴拡げ率とを同
時に満足できること。
張力鋼では、引張試験においては高い伸びが得られるも
のの穴拡げ試験ではDP鋼なみの穴拡げ率しか得られな
いのに対し、Al添加残留オ−ステナイト型高張力鋼の場
合には、予想に反して優れた伸びと高い穴拡げ率とを同
時に満足できること。
【0010】c) しかも、Alはフェライト安定化元素で
あるためオ−ステナイトを残留させるのにAl添加は不利
であると考えられたが、適量のAl添加を行うとポリゴナ
ルフェライトの微細化が促進されて製品の伸びが向上す
る上、第2相が均一に分散されて穴拡げ性の向上にも有
効であること。
あるためオ−ステナイトを残留させるのにAl添加は不利
であると考えられたが、適量のAl添加を行うとポリゴナ
ルフェライトの微細化が促進されて製品の伸びが向上す
る上、第2相が均一に分散されて穴拡げ性の向上にも有
効であること。
【0011】d) また、上記Al添加残留オ−ステナイト
型高張力鋼では、適量のSiを含有させると、穴拡げ性の
著しい劣化を招くことなく強度を増大させることが可能
であること。 即ち、表1には、Si+Al添加残留オ−ステナイト型の高
張力鋼板(2.6mm厚)について引張特性と打抜き穴拡げ性
を調査した結果が、Si添加残留オ−ステナイト型高張力
鋼板,Al添加残留オ−ステナイト型高張力鋼板について
の結果と対比して示されている。ここで、引張特性はJ
IS5号試験片を使用し、穴拡げ率については 2.6mm×
120mm×120mmの鋼片に14mmφの孔をクリアラン
ス15%で打ち抜いた後、円錐ポンチを用いて調べたも
のである。この表1からも、Al添加残留オ−ステナイト
型高張力鋼に適量のSiを含有させることにより、穴拡げ
性を余り劣化させることなく強度を増大させることが可
能であり、引張強さ(TS)・穴拡げ性バランスの優れた引
張強さ:80kgf/mm2 以上の残留オ−ステナイト型高張
力鋼を実現できることが窺える。
型高張力鋼では、適量のSiを含有させると、穴拡げ性の
著しい劣化を招くことなく強度を増大させることが可能
であること。 即ち、表1には、Si+Al添加残留オ−ステナイト型の高
張力鋼板(2.6mm厚)について引張特性と打抜き穴拡げ性
を調査した結果が、Si添加残留オ−ステナイト型高張力
鋼板,Al添加残留オ−ステナイト型高張力鋼板について
の結果と対比して示されている。ここで、引張特性はJ
IS5号試験片を使用し、穴拡げ率については 2.6mm×
120mm×120mmの鋼片に14mmφの孔をクリアラン
ス15%で打ち抜いた後、円錐ポンチを用いて調べたも
のである。この表1からも、Al添加残留オ−ステナイト
型高張力鋼に適量のSiを含有させることにより、穴拡げ
性を余り劣化させることなく強度を増大させることが可
能であり、引張強さ(TS)・穴拡げ性バランスの優れた引
張強さ:80kgf/mm2 以上の残留オ−ステナイト型高張
力鋼を実現できることが窺える。
【0012】e) 従って、溶接性が顕著に劣化しないC
含有量範囲の低Si鋼に適量のAlとSiを含有させて、体積
率で5%以上の残留オ−ステナイトを含むポリゴナルフ
ェライト主体の組織を実現すると、自動車用鋼板等に要
求される強度,延性,穴拡げ性等の諸性質を十分に満足
する熱延高張力鋼板が得られること。
含有量範囲の低Si鋼に適量のAlとSiを含有させて、体積
率で5%以上の残留オ−ステナイトを含むポリゴナルフ
ェライト主体の組織を実現すると、自動車用鋼板等に要
求される強度,延性,穴拡げ性等の諸性質を十分に満足
する熱延高張力鋼板が得られること。
【0013】f) 更に、上記穴拡げ性に優れた高延性熱
延高張力鋼板は、所定成分組成の鋼片を特定の条件に従
って熱間圧延することにより再現性良く安定に製造する
ことが可能であること。
延高張力鋼板は、所定成分組成の鋼片を特定の条件に従
って熱間圧延することにより再現性良く安定に製造する
ことが可能であること。
【0014】本発明は、上記知見事項等を基に更なる研
究を重ねて完成されたものであり、「熱延高張力鋼板
を、 C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含むか、 或いは更に Ca:0.0002〜0.01%,Zr:0.01〜0.10%,希土類元素(R
EM):0.01〜0.10%,Nb: 0.005〜0.10%,Ti: 0.005〜
0.10%,V: 0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物であり、 かつ体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
て成る構成とすることによって、 優れた加工性(延性,
穴拡げ性等)をも備えしめた点」に特徴を有し、更には 「C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, M
n: 0.8〜 2.5%,sol.Al: 0.8〜 2.5% を含むか、 或いは更に Ca:0.0002〜0.01%,Zr:0.01〜0.10%,希土類元素(R
EM):0.01〜0.10%,Nb: 0.005〜0.10%,Ti: 0.005〜
0.10%,V: 0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物から成る鋼を、Ac3点以上に加熱保持してから
熱間圧延を行い、 そして、 780〜840℃で仕上圧延
を終了した後、 10〜50℃/sの冷却速度にて300〜
450℃まで加速冷却し巻き取るか、 或いは仕上圧延を
780〜940℃で終了して10℃/s以上の冷却速度に
て600〜700℃の温度域まで加速冷却し、その温度
域で2〜10秒間空冷してから更に20℃/s以上の冷却速
度にて300〜450℃まで加速冷却し巻き取ることに
より、 前記“体積率で5%以上の残留オ−ステナイトを
含むポリゴナルフェライト主体の組織”を有した延性並
びに穴拡げ性に優れる高加工性熱延高張力鋼板を安定し
て製造し得るようにした点」にも大きな特徴を有してい
る。
究を重ねて完成されたものであり、「熱延高張力鋼板
を、 C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含むか、 或いは更に Ca:0.0002〜0.01%,Zr:0.01〜0.10%,希土類元素(R
EM):0.01〜0.10%,Nb: 0.005〜0.10%,Ti: 0.005〜
0.10%,V: 0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物であり、 かつ体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
て成る構成とすることによって、 優れた加工性(延性,
穴拡げ性等)をも備えしめた点」に特徴を有し、更には 「C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, M
n: 0.8〜 2.5%,sol.Al: 0.8〜 2.5% を含むか、 或いは更に Ca:0.0002〜0.01%,Zr:0.01〜0.10%,希土類元素(R
EM):0.01〜0.10%,Nb: 0.005〜0.10%,Ti: 0.005〜
0.10%,V: 0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物から成る鋼を、Ac3点以上に加熱保持してから
熱間圧延を行い、 そして、 780〜840℃で仕上圧延
を終了した後、 10〜50℃/sの冷却速度にて300〜
450℃まで加速冷却し巻き取るか、 或いは仕上圧延を
780〜940℃で終了して10℃/s以上の冷却速度に
て600〜700℃の温度域まで加速冷却し、その温度
域で2〜10秒間空冷してから更に20℃/s以上の冷却速
度にて300〜450℃まで加速冷却し巻き取ることに
より、 前記“体積率で5%以上の残留オ−ステナイトを
含むポリゴナルフェライト主体の組織”を有した延性並
びに穴拡げ性に優れる高加工性熱延高張力鋼板を安定し
て製造し得るようにした点」にも大きな特徴を有してい
る。
【0015】ここで、前記「ポリゴナルフェライト主体
組織」とは、残留オ−ステナイト以外の組織(例えばベ
イナイト)がポリゴナルフェライトの性質に格別な影響
を及ぼさない程度に止まる、「実質的にポリゴナルフェ
ライトから成る組織」を意味することは言うまでもな
い。
組織」とは、残留オ−ステナイト以外の組織(例えばベ
イナイト)がポリゴナルフェライトの性質に格別な影響
を及ぼさない程度に止まる、「実質的にポリゴナルフェ
ライトから成る組織」を意味することは言うまでもな
い。
【0016】
【作用】次に、本発明において鋼板(鋼片)の成分組成
並びにその製造条件を前記の如くに限定した理由を、そ
の作用と共に詳述する。 A) 鋼板(鋼片)の化学組成C Cは、熱延後の冷却過程において、フェライト変態の進
行に伴い未変態オ−ステナイト中に濃縮してオ−ステナ
イトを安定化させると共に、鋼板の強化に寄与する作用
を有しているが、その含有量が0.05%未満では強度の確
保とオ−ステナイトの安定化効果が十分でなく、一方、
0.25%を超えてCを含有させると溶接性が顕著に劣化す
る上、ポリゴナルフェライト量が減少してベイナイト量
が増加し過ぎるために穴拡げ性も劣化する。従って、C
含有量は0.05〜0.25%と定めた。
並びにその製造条件を前記の如くに限定した理由を、そ
の作用と共に詳述する。 A) 鋼板(鋼片)の化学組成C Cは、熱延後の冷却過程において、フェライト変態の進
行に伴い未変態オ−ステナイト中に濃縮してオ−ステナ
イトを安定化させると共に、鋼板の強化に寄与する作用
を有しているが、その含有量が0.05%未満では強度の確
保とオ−ステナイトの安定化効果が十分でなく、一方、
0.25%を超えてCを含有させると溶接性が顕著に劣化す
る上、ポリゴナルフェライト量が減少してベイナイト量
が増加し過ぎるために穴拡げ性も劣化する。従って、C
含有量は0.05〜0.25%と定めた。
【0017】Si 一般に、Siはポリゴナルフェライトの生成を促進してC
の未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタ
イトの析出を遅らせる作用を有しているのでオ−ステナ
イトを残留させるために極めて有効な元素とされてい
が、本発明においては、主としてポリゴナルフェライト
を固溶強化し鋼板強度を高めるために添加される。そし
て、Si含有量が0.05%以下であると上記強化作用が不十
分で所望の強度が確保できず、一方、 1.0%を超えて含
有させても前記作用による効果が飽和する上に、硬質な
マルテンサイトが生成して穴拡げ性の劣化を招く。従っ
て、Si含有量は0.05%を超え 2.5%以下の範囲と定め
た。
の未変態オ−ステナイトへの濃縮を助け、またセメンタ
イトの析出を遅らせる作用を有しているのでオ−ステナ
イトを残留させるために極めて有効な元素とされてい
が、本発明においては、主としてポリゴナルフェライト
を固溶強化し鋼板強度を高めるために添加される。そし
て、Si含有量が0.05%以下であると上記強化作用が不十
分で所望の強度が確保できず、一方、 1.0%を超えて含
有させても前記作用による効果が飽和する上に、硬質な
マルテンサイトが生成して穴拡げ性の劣化を招く。従っ
て、Si含有量は0.05%を超え 2.5%以下の範囲と定め
た。
【0018】Mn Mnはオ−ステナイト安定化元素であって、未変態オ−ス
テナイトのMs点を低下させると共に焼入れ性を向上さ
せ、未変態オ−ステナイトがパ−ライト変態するのを抑
制する作用を発揮する。しかし、Mn含有量が 0.8%未満
では前記作用による所望の効果が得られず、一方、 2.5
%を超えて含有させると熱延後の冷却過程で十分なポリ
ゴナルフェライトを生成させることが困難となり、その
ため未変態オ−ステナイト中へのCの濃縮が不十分とな
ってオ−ステナイトを安定化させることができない。従
って、Mnの含有量は 0.8〜 2.5%と定めた。
テナイトのMs点を低下させると共に焼入れ性を向上さ
せ、未変態オ−ステナイトがパ−ライト変態するのを抑
制する作用を発揮する。しかし、Mn含有量が 0.8%未満
では前記作用による所望の効果が得られず、一方、 2.5
%を超えて含有させると熱延後の冷却過程で十分なポリ
ゴナルフェライトを生成させることが困難となり、その
ため未変態オ−ステナイト中へのCの濃縮が不十分とな
ってオ−ステナイトを安定化させることができない。従
って、Mnの含有量は 0.8〜 2.5%と定めた。
【0019】sol.Al Alは本発明において特に重要な成分である。即ち、Alは
Siと同様にフェライト安定化元素であり、ポリゴナルフ
ェライトの生成を促進してCの未変態オ−ステナイトへ
の濃縮を促し、かつセメンタイトの析出を遅らせる作用
を通じてオ−ステナイトの残留を促進する。しかも、そ
の作用は同じ重量割合でSiを添加した場合よりも顕著で
ある。その上、ポリゴナルフェライトの均一・微細な生
成を促進し、穴拡げ性を劣化させる粗大ベイナイトの生
成を抑制する作用も有している。しかし、Al含有量がso
l.Alとして 0.8%を下回ると前記作用による所望の効果
が得られず、一方、 2.5%を超えて添加させてもその効
果が飽和する上、介在物の生成を促進して延性・穴拡げ
性が劣化することから、本発明ではsol.Al含有量を0.8
〜 2.5%と定めた。なお、残留オ−ステナイトを安定し
て生成させるためには「sol.Al+Si」の合計量で 1.0%
以上含有させることが好ましい。
Siと同様にフェライト安定化元素であり、ポリゴナルフ
ェライトの生成を促進してCの未変態オ−ステナイトへ
の濃縮を促し、かつセメンタイトの析出を遅らせる作用
を通じてオ−ステナイトの残留を促進する。しかも、そ
の作用は同じ重量割合でSiを添加した場合よりも顕著で
ある。その上、ポリゴナルフェライトの均一・微細な生
成を促進し、穴拡げ性を劣化させる粗大ベイナイトの生
成を抑制する作用も有している。しかし、Al含有量がso
l.Alとして 0.8%を下回ると前記作用による所望の効果
が得られず、一方、 2.5%を超えて添加させてもその効
果が飽和する上、介在物の生成を促進して延性・穴拡げ
性が劣化することから、本発明ではsol.Al含有量を0.8
〜 2.5%と定めた。なお、残留オ−ステナイトを安定し
て生成させるためには「sol.Al+Si」の合計量で 1.0%
以上含有させることが好ましい。
【0020】Ca,Zr,及び希土類元素(REM) これらの成分は何れも介在物の形状を調整して冷間加工
性を改善する作用を有しているため、必要により1種又
は2種以上の添加がなされるが、Caの場合ではその含有
量が0.0002%未満、Zrの場合ではその含有量が0.01%未
満、希土類元素の場合ではその含有量が0.01%未満であ
ると前記作用による所望の効果が得られず、一方、Caが
0.01%を、Zrが0.10%を、そして希土類元素が0.10%を
それぞれ超えて含有されると、鋼中の介在物が多くなり
過ぎて逆に加工性が劣化する。従って、Ca含有量は0.00
02〜0.01%、Zr含有量は0.01〜0.10%、そして希土類元
素含有量は0.01〜0.10%とそれぞれ定めた。
性を改善する作用を有しているため、必要により1種又
は2種以上の添加がなされるが、Caの場合ではその含有
量が0.0002%未満、Zrの場合ではその含有量が0.01%未
満、希土類元素の場合ではその含有量が0.01%未満であ
ると前記作用による所望の効果が得られず、一方、Caが
0.01%を、Zrが0.10%を、そして希土類元素が0.10%を
それぞれ超えて含有されると、鋼中の介在物が多くなり
過ぎて逆に加工性が劣化する。従って、Ca含有量は0.00
02〜0.01%、Zr含有量は0.01〜0.10%、そして希土類元
素含有量は0.01〜0.10%とそれぞれ定めた。
【0021】Nb,Ti,及びV Nb,Ti及びVは何れもフェライト地に炭窒化物として析
出し鋼板の更なる高強度化に有効な元素であり、そのた
め必要により1種又は2種以上の添加がなされるが、何
れの場合も含有量が 0.005%未満では所望の効果が得ら
れない。一方、NbやTiではそれぞれ0.10%を超えて、ま
たVの場合は0.20%を超えて含有させてもその効果が飽
和してしまうために経済的でない。従って、Nb含有量は
0.005〜0.10%、Ti含有量は 0.005〜0.10%、そしてV
含有量は 0.005〜0.20%とそれぞれ定めた。
出し鋼板の更なる高強度化に有効な元素であり、そのた
め必要により1種又は2種以上の添加がなされるが、何
れの場合も含有量が 0.005%未満では所望の効果が得ら
れない。一方、NbやTiではそれぞれ0.10%を超えて、ま
たVの場合は0.20%を超えて含有させてもその効果が飽
和してしまうために経済的でない。従って、Nb含有量は
0.005〜0.10%、Ti含有量は 0.005〜0.10%、そしてV
含有量は 0.005〜0.20%とそれぞれ定めた。
【0022】なお、鋼中に不可避的に混入する「不可避
不純物」としてはP,S,Cu,Ni,Cr,Mo等が挙げられ
るが、例えばP,Sについては出来ればその含有量を以
下のように規制するのが望ましい。P Pは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、そ
の含有量は0.05%以下に抑えるのが望ましいが、ポリゴ
ナルフェライトを更に均一分散させようとの観点からは
0.010%以下とすることがより好ましい。S Sは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素であるため、その含有量は0.05%以下に抑えるの
が望ましいが、一段と優れた加工性を確保しようとの観
点からは 0.003%以下とすることがより好ましい。
不純物」としてはP,S,Cu,Ni,Cr,Mo等が挙げられ
るが、例えばP,Sについては出来ればその含有量を以
下のように規制するのが望ましい。P Pは溶接性に悪影響を及ぼす不純物元素であるため、そ
の含有量は0.05%以下に抑えるのが望ましいが、ポリゴ
ナルフェライトを更に均一分散させようとの観点からは
0.010%以下とすることがより好ましい。S Sは硫化物系介在物を形成して加工性を低下させる不純
物元素であるため、その含有量は0.05%以下に抑えるの
が望ましいが、一段と優れた加工性を確保しようとの観
点からは 0.003%以下とすることがより好ましい。
【0023】ところで、上述の如き成分組成の鋼は、例
えば転炉,電気炉,又は平炉等により溶製される。鋼種
もリムド鋼,キャップド鋼,セミキルド鋼又はキルド鋼
の何れでも良い。また、鋼片の製造についても、“造塊
−分塊圧延”或いは“連続鋳造”の何れの手段によって
も構わない。
えば転炉,電気炉,又は平炉等により溶製される。鋼種
もリムド鋼,キャップド鋼,セミキルド鋼又はキルド鋼
の何れでも良い。また、鋼片の製造についても、“造塊
−分塊圧延”或いは“連続鋳造”の何れの手段によって
も構わない。
【0024】B) 熱延鋼板の製造条件 さて、前述の如き成分組成を有し、体積率で5%以上の
残留オ−ステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体
の組織に構成された本発明熱延鋼板は、上記成分組成の
鋼片をAc3点以上に加熱保持後、熱間圧延を行い、78
0〜840℃で仕上圧延を終了した後、10〜50℃/s
の冷却速度にて300〜450℃まで加速冷却し巻き取
ることによって製造することが可能である。
残留オ−ステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体
の組織に構成された本発明熱延鋼板は、上記成分組成の
鋼片をAc3点以上に加熱保持後、熱間圧延を行い、78
0〜840℃で仕上圧延を終了した後、10〜50℃/s
の冷却速度にて300〜450℃まで加速冷却し巻き取
ることによって製造することが可能である。
【0025】即ち、鋼片をAc3点以上に加熱することに
より合金元素を完全にオ−ステナイト中に固溶させるこ
とができる。なお、加熱炉に挿入する鋼片は、鋳造後の
高温のままでのスラブであっても、室温で放置されたス
ラブであっても構わない。
より合金元素を完全にオ−ステナイト中に固溶させるこ
とができる。なお、加熱炉に挿入する鋼片は、鋳造後の
高温のままでのスラブであっても、室温で放置されたス
ラブであっても構わない。
【0026】また、780〜840℃で仕上圧延を終了
することにより、オ−ステナイトを微細化すると共にオ
−ステナイトの加工硬化を起こさせてポリゴナルフェラ
イトの生成を促進することができるので、仕上圧延後に
10〜50℃/sの冷却速度で加速冷却する間に十分な量
のポリゴナルフェライトを生成させることができる。な
お、仕上温度が780℃未満であると、熱間圧延中にフ
ェライトが生成して加工フェライトとなるため、熱延鋼
板の加工性が劣化してしまう。一方、仕上温度が840
℃を超えると、オ−ステナイトの加工硬化が不十分とな
ってポリゴナルフェライトが十分に生成せず、残留オ−
ステナイトが減少する。
することにより、オ−ステナイトを微細化すると共にオ
−ステナイトの加工硬化を起こさせてポリゴナルフェラ
イトの生成を促進することができるので、仕上圧延後に
10〜50℃/sの冷却速度で加速冷却する間に十分な量
のポリゴナルフェライトを生成させることができる。な
お、仕上温度が780℃未満であると、熱間圧延中にフ
ェライトが生成して加工フェライトとなるため、熱延鋼
板の加工性が劣化してしまう。一方、仕上温度が840
℃を超えると、オ−ステナイトの加工硬化が不十分とな
ってポリゴナルフェライトが十分に生成せず、残留オ−
ステナイトが減少する。
【0027】そして、仕上圧延後の冷却速度が10℃/s
未満の時は冷却中にパ−ライトが生成し、オ−ステナイ
トが残留しない。一方、該冷却速度が50℃/sを超える
と十分な量のポリゴナルフェライトが生成せず、オ−ス
テナイトが残留しない。
未満の時は冷却中にパ−ライトが生成し、オ−ステナイ
トが残留しない。一方、該冷却速度が50℃/sを超える
と十分な量のポリゴナルフェライトが生成せず、オ−ス
テナイトが残留しない。
【0028】更に、巻取温度が450℃を超えるとパ−
ライトが生成し、オ−ステナイトが十分に残留しない。
一方、300℃を下回る温度域で巻取りを行うと、マル
テンサイトの生成が促進されて延性と穴拡げ性が劣化す
る。
ライトが生成し、オ−ステナイトが十分に残留しない。
一方、300℃を下回る温度域で巻取りを行うと、マル
テンサイトの生成が促進されて延性と穴拡げ性が劣化す
る。
【0029】ところで、本発明に係わる前記高延性高張
力熱延鋼板は、上記方法以外にも、前記所定成分組成の
鋼片をAc3点以上に加熱保持後、熱間圧延を行い、78
0〜940℃で仕上圧延を終了してから10℃/s以上の
冷却速度にて600〜700℃の温度域まで加速冷却
し、その温度域で2〜10秒間空冷した後、更に20℃
/s以上の冷却速度にて300〜450℃まで加速冷却し
巻き取ることによっても製造することができる。
力熱延鋼板は、上記方法以外にも、前記所定成分組成の
鋼片をAc3点以上に加熱保持後、熱間圧延を行い、78
0〜940℃で仕上圧延を終了してから10℃/s以上の
冷却速度にて600〜700℃の温度域まで加速冷却
し、その温度域で2〜10秒間空冷した後、更に20℃
/s以上の冷却速度にて300〜450℃まで加速冷却し
巻き取ることによっても製造することができる。
【0030】即ち、780〜940℃で仕上圧延を終了
することでオ−ステナイトを微細化することができる
が、その後600〜700℃の温度域まで加速冷却しそ
の温度域にて2〜10秒間空冷すると、ポリゴナルフェ
ライトの生成が促進されて未変態オ−ステナイトへのC
の濃縮が促され十分な量のオ−ステナイトを残留させる
ことができる。この場合、空冷温度域が600℃未満で
あったり空冷時間が2秒未満であるとポリゴナルフェラ
イトの生成が不十分であり、一方、空冷温度域が700
℃を上回ったり空冷時間が10秒を超えたりするとパ−
ライトが生成してオ−ステナイトが残留しなくなる。
することでオ−ステナイトを微細化することができる
が、その後600〜700℃の温度域まで加速冷却しそ
の温度域にて2〜10秒間空冷すると、ポリゴナルフェ
ライトの生成が促進されて未変態オ−ステナイトへのC
の濃縮が促され十分な量のオ−ステナイトを残留させる
ことができる。この場合、空冷温度域が600℃未満で
あったり空冷時間が2秒未満であるとポリゴナルフェラ
イトの生成が不十分であり、一方、空冷温度域が700
℃を上回ったり空冷時間が10秒を超えたりするとパ−
ライトが生成してオ−ステナイトが残留しなくなる。
【0031】なお、仕上圧延後に10℃/s以上の冷却速
度で加速冷却するのは、限られたホットランテ−ブル上
で2〜10秒の空冷時間を確保するためである。また、
前記空冷後に20℃/s以上で加速冷却するのは、パ−ラ
イトの生成を抑制するために必要だからである。
度で加速冷却するのは、限られたホットランテ−ブル上
で2〜10秒の空冷時間を確保するためである。また、
前記空冷後に20℃/s以上で加速冷却するのは、パ−ラ
イトの生成を抑制するために必要だからである。
【0032】また、巻取温度については、前記別法の場
合と同様、450℃を超えるとパ−ライトが生成し、オ
−ステナイトが十分に残留せず、一方、300℃を下回
る温度域で巻取りを行うと、マルテンサイトの生成が促
進されて延性と穴拡げ性が劣化する。
合と同様、450℃を超えるとパ−ライトが生成し、オ
−ステナイトが十分に残留せず、一方、300℃を下回
る温度域で巻取りを行うと、マルテンサイトの生成が促
進されて延性と穴拡げ性が劣化する。
【0033】
【発明の効果】さて、本発明に係わる熱延鋼板は、C含
有量が0.05〜0.25%であるために高強度部材用鋼板とし
て要求されるレベルの溶接性を具備し、更にTRIPを
利用するに十分な量のオ−ステナイトを含有する。しか
も、Al,Siの含有量調整によってSi添加残留オ−ステナ
イト鋼板の弱点であった穴拡げ性も十分に改善される。
従って、本発明に従うと、溶接性が良好であるにもかか
わらず、残留オ−ステナイトが存在していて引張強さ(T
S)・伸び(El)バランスが良好で、しかも穴拡げ性の優れ
た熱延鋼板を実現することができる。なお、本発明鋼板
に溶融亜鉛メッキ,合金化溶融亜鉛メッキ,電気メッキ
等の表面処理を施すことで、優れた延性,穴拡げ性を備
えた表面処理鋼板を得ることができる。
有量が0.05〜0.25%であるために高強度部材用鋼板とし
て要求されるレベルの溶接性を具備し、更にTRIPを
利用するに十分な量のオ−ステナイトを含有する。しか
も、Al,Siの含有量調整によってSi添加残留オ−ステナ
イト鋼板の弱点であった穴拡げ性も十分に改善される。
従って、本発明に従うと、溶接性が良好であるにもかか
わらず、残留オ−ステナイトが存在していて引張強さ(T
S)・伸び(El)バランスが良好で、しかも穴拡げ性の優れ
た熱延鋼板を実現することができる。なお、本発明鋼板
に溶融亜鉛メッキ,合金化溶融亜鉛メッキ,電気メッキ
等の表面処理を施すことで、優れた延性,穴拡げ性を備
えた表面処理鋼板を得ることができる。
【0034】続いて、本発明の効果を実施例によって更
に具体的に説明する。
に具体的に説明する。
【実施例】表2に示す化学成分組成の鋼A乃至Sから成
るスラブを表3乃至表4に示す条件で加熱,熱間圧延,
制御冷却及び巻取りし、板厚:2.3mmの熱延鋼板を得た。
次に、得られた鋼板からJIS5号引張試験片を採取
し、機械的性質を調査した。また、寸法が 2.3mm厚×1
20mm幅×120mm長の鋼板試験片に14mmφの孔をク
リアランス:15%で打ち抜き、これらにつき円錐ポン
チを用いて穴拡げ性を調査した。更に、鋼板中央部より
X線試験用の試験片を採取し、残留オ−ステナイト量の
調査も実施した。これらの結果を表3乃至表4に併せて
示す。
るスラブを表3乃至表4に示す条件で加熱,熱間圧延,
制御冷却及び巻取りし、板厚:2.3mmの熱延鋼板を得た。
次に、得られた鋼板からJIS5号引張試験片を採取
し、機械的性質を調査した。また、寸法が 2.3mm厚×1
20mm幅×120mm長の鋼板試験片に14mmφの孔をク
リアランス:15%で打ち抜き、これらにつき円錐ポン
チを用いて穴拡げ性を調査した。更に、鋼板中央部より
X線試験用の試験片を採取し、残留オ−ステナイト量の
調査も実施した。これらの結果を表3乃至表4に併せて
示す。
【0035】
【表2】
【0036】
【表3】
【0037】
【表4】
【0038】表3乃至表4に示される結果から明らかな
ように、本発明に従って製造された熱延鋼板は引張強
さ:70kgf/mm2 以上の高強度と伸び:30%以上の優
れた延性を備えると同時に、穴拡げ率:90%以上の優
れた打抜き加工性を示し、高強度かつ高加工性を同時に
満足していることが分かる。
ように、本発明に従って製造された熱延鋼板は引張強
さ:70kgf/mm2 以上の高強度と伸び:30%以上の優
れた延性を備えると同時に、穴拡げ率:90%以上の優
れた打抜き加工性を示し、高強度かつ高加工性を同時に
満足していることが分かる。
【0039】一方、C含有量が本発明の規定範囲を超え
る鋼種Oを用いた試験番号20及び45では、伸びは比較的
高いものの穴拡げ性が劣っている。sol.Al含有量が本発
明の規定範囲を下回る鋼種Pを用いた試験番号21では、
伸び,穴拡げ率が共に劣っている。C含有量が本発明の
規定範囲を下回る鋼種Qを用いた試験番号46では、強度
が大幅に劣っている。Mn含有量が本発明の規定範囲を下
回る鋼種Rを用いた試験番号22及び47、或いはsol.Al含
有量が本発明の規定範囲を超える鋼種Sを用いた試験番
号23及び48では、伸びと穴拡げ性が共に劣っている。
る鋼種Oを用いた試験番号20及び45では、伸びは比較的
高いものの穴拡げ性が劣っている。sol.Al含有量が本発
明の規定範囲を下回る鋼種Pを用いた試験番号21では、
伸び,穴拡げ率が共に劣っている。C含有量が本発明の
規定範囲を下回る鋼種Qを用いた試験番号46では、強度
が大幅に劣っている。Mn含有量が本発明の規定範囲を下
回る鋼種Rを用いた試験番号22及び47、或いはsol.Al含
有量が本発明の規定範囲を超える鋼種Sを用いた試験番
号23及び48では、伸びと穴拡げ性が共に劣っている。
【0040】巻取温度が本発明の規定範囲を外れる条件
の試験番号16,18及び41や、仕上温度,冷却速度,空冷
温度,空冷時間等が本発明で規定する範囲外の試験番号
17乃至19及び41乃至44で得られた鋼板は、何れも残留オ
−ステナイトが十分に生成せず、伸びが低下し、また穴
拡げ性も良好でない。
の試験番号16,18及び41や、仕上温度,冷却速度,空冷
温度,空冷時間等が本発明で規定する範囲外の試験番号
17乃至19及び41乃至44で得られた鋼板は、何れも残留オ
−ステナイトが十分に生成せず、伸びが低下し、また穴
拡げ性も良好でない。
【0041】
【効果の総括】以上に説明した如く、この発明によれ
ば、強度,延性、穴拡げ性並びに溶接性が共に優れる高
加工性高張力熱延鋼板を安定して提供することができ、
自動車足廻り部品等の産業機器部材に適用してそれら製
品の性能や寿命を一段と改善することが可能となるな
ど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。
ば、強度,延性、穴拡げ性並びに溶接性が共に優れる高
加工性高張力熱延鋼板を安定して提供することができ、
自動車足廻り部品等の産業機器部材に適用してそれら製
品の性能や寿命を一段と改善することが可能となるな
ど、産業上極めて有用な効果がもたらされる。
【表1】
Claims (6)
- 【請求項1】 重量割合にて C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含有すると共に残部成分がFe及び不可避的不純物であ
り、かつ体積率で5%以上の残留オ−ステナイトを含ん
だポリゴナルフェライト主体の組織を有して成ることを
特徴とする、延性と穴拡げ性に優れた高加工性熱延高張
力鋼板。 - 【請求項2】 重量割合にて C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含み、更に Ca:0.0002〜0.01%, Zr:0.01〜0.10%, 希土類元
素:0.01〜0.10% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物であり、かつ体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
て成ることを特徴とする、延性と穴拡げ性に優れた高加
工性熱延高張力鋼板。 - 【請求項3】 重量割合にて C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含み、更に Nb: 0.005〜0.10%, Ti: 0.005〜0.10%, V:
0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物であり、かつ体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
て成ることを特徴とする、延性と穴拡げ性に優れた高加
工性熱延高張力鋼板。 - 【請求項4】 重量割合にて C:0.05〜0.25%, Si:0.05超〜 1.0%, Mn:
0.8〜 2.5%,sol.Al:0.8〜 2.5% を含み、更に Ca:0.0002〜0.01%, Zr:0.01〜0.10%, 希土類元
素:0.01〜0.10% の1種以上、並びに Nb: 0.005〜0.10%, Ti: 0.005〜0.10%, V:
0.005〜0.20% の1種以上をも含有すると共に残部成分がFe及び不可避
的不純物であり、かつ体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
て成ることを特徴とする、延性と穴拡げ性に優れた高加
工性熱延高張力鋼板。 - 【請求項5】 請求項1乃至4の何れかに記載の成分組
成に構成された鋼をAc3点以上に加熱保持してから熱間
圧延を行い、780〜840℃で仕上圧延を終了した
後、10〜50℃/sの冷却速度にて300〜450℃ま
で加速冷却し巻き取ることを特徴とする、請求項1乃至
4の何れかに記載の、体積率で5%以上の残留オ−ステ
ナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を有し
た延性と穴拡げ性に優れる高加工性熱延高張力鋼板の製
造方法。 - 【請求項6】 請求項1乃至4の何れかに記載の成分組
成に構成された鋼をAc3点以上に加熱保持してから熱間
圧延を行い、780〜940℃で仕上圧延を終了した
後、10℃/s以上の冷却速度にて600〜700℃の温
度域まで加速冷却し、その温度域で2〜10秒間空冷し
てから更に20℃/s以上の冷却速度にて300〜450
℃まで加速冷却し巻き取ることを特徴とする、請求項1
乃至4の何れかに記載の、体積率で5%以上の残留オ−
ステナイトを含んだポリゴナルフェライト主体の組織を
有した延性と穴拡げ性に優れる高加工性熱延高張力鋼板
の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3299825A JP2734842B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP3299825A JP2734842B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH05112846A true JPH05112846A (ja) | 1993-05-07 |
JP2734842B2 JP2734842B2 (ja) | 1998-04-02 |
Family
ID=17877381
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP3299825A Expired - Lifetime JP2734842B2 (ja) | 1991-10-18 | 1991-10-18 | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP2734842B2 (ja) |
Cited By (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995029268A1 (fr) * | 1994-04-26 | 1995-11-02 | Nippon Steel Corporation | Feuille en acier haute resistance convenant a l'emboutissage profond et son procede de fabrication |
US6190469B1 (en) | 1996-11-05 | 2001-02-20 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper |
WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
JP2016089267A (ja) * | 2014-11-06 | 2016-05-23 | 東北大学 | サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板およびその製造方法 |
KR20180027588A (ko) | 2015-07-31 | 2018-03-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 가공 유기 변태형 복합 조직 강판 및 그 제조 방법 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5395121A (en) * | 1977-02-01 | 1978-08-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high tensile steel sheet |
JPH03180445A (ja) * | 1989-12-09 | 1991-08-06 | Nippon Steel Corp | 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
JPH05105986A (ja) * | 1991-10-15 | 1993-04-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
-
1991
- 1991-10-18 JP JP3299825A patent/JP2734842B2/ja not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS5395121A (en) * | 1977-02-01 | 1978-08-19 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Preparation of high tensile steel sheet |
JPH03180445A (ja) * | 1989-12-09 | 1991-08-06 | Nippon Steel Corp | 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法 |
JPH05105986A (ja) * | 1991-10-15 | 1993-04-27 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 |
Cited By (8)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO1995029268A1 (fr) * | 1994-04-26 | 1995-11-02 | Nippon Steel Corporation | Feuille en acier haute resistance convenant a l'emboutissage profond et son procede de fabrication |
US5618355A (en) * | 1994-04-26 | 1997-04-08 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet suitable for deep drawing and process for producing the same |
US6190469B1 (en) | 1996-11-05 | 2001-02-20 | Pohang Iron & Steel Co., Ltd. | Method for manufacturing high strength and high formability hot-rolled transformation induced plasticity steel containing copper |
WO2004059024A1 (ja) * | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
US7780797B2 (en) | 2002-12-26 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | High strength thin steel excellent in hole expansibility, ductility and chemical treatment characteristics |
JP2016089267A (ja) * | 2014-11-06 | 2016-05-23 | 東北大学 | サブミクロンオーステナイト強靱化の高強靱性薄鋼板およびその製造方法 |
KR20180027588A (ko) | 2015-07-31 | 2018-03-14 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 가공 유기 변태형 복합 조직 강판 및 그 제조 방법 |
US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP2734842B2 (ja) | 1998-04-02 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
EP3221476B1 (en) | Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained | |
EP2415894B1 (en) | Steel sheet excellent in workability and method for producing the same | |
JP3424619B2 (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2004068050A (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2005528519A5 (ja) | ||
JP3233743B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
JP2876968B2 (ja) | 高延性を有する高強度鋼板およびその製造方法 | |
WO2022018481A1 (en) | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof | |
CN113840930A (zh) | 经冷轧和涂覆的钢板及其制造方法 | |
JPH1180890A (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
WO2023118350A1 (en) | High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component | |
JP2734842B2 (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
JPH06264183A (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
JP3546287B2 (ja) | 加工性に優れる高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP3168665B2 (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板とその製造法 | |
JP2727827B2 (ja) | 高加工性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
JP4953514B2 (ja) | 高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP7291222B2 (ja) | 延性及び加工性に優れた高強度鋼板、及びその製造方法 | |
JPH05195056A (ja) | 高延性高強度鋼板の製造法 | |
JPH10219387A (ja) | 加工性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
JPH0665645A (ja) | 高延性熱延高張力鋼板の製造方法 | |
JP3412157B2 (ja) | 高延性熱延高張力鋼板とその製造方法 | |
JPH05171293A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JPH0317244A (ja) | 加工性と溶接性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
JPH0756053B2 (ja) | 加工性に優れた亜鉛メッキ熱延鋼板の製造法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080109 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 11 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090109 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100109 Year of fee payment: 12 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110109 Year of fee payment: 13 |
|
FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Year of fee payment: 14 Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120109 |
|
EXPY | Cancellation because of completion of term |