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 |