JPH07197186A - 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH07197186A JPH07197186A JP35539193A JP35539193A JPH07197186A JP H07197186 A JPH07197186 A JP H07197186A JP 35539193 A JP35539193 A JP 35539193A JP 35539193 A JP35539193 A JP 35539193A JP H07197186 A JPH07197186 A JP H07197186A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／mm2以上
の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.１０〜０.３５％、Ｓi≦１.５％、Ｍ
n：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０３％、Ｓ≦０.０２％、
Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦０.０１％を含むと共
に、更に０.０４％≦Ｔi≦０.２０％、Ｖ≦０.１０％、
Ｎb≦０.１０％のうちの１種又は２種以上を含み、必要
に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.０１％、Ｃr≦１.
５％の１種又は２種以上を含み、残部が鉄及び不可避的
不純物元素からなり、微細な低温変態生成物を主体とす
る組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊特性の
優れた９８０Ｎ／mm2以上の強度を有する熱延鋼板であ
る。この組成の鋼について、Ａr3以上の温度域で熱間圧
延を仕上げた後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
４５０℃以下で巻取ることにより製造される。自動車の
バンパー、ドアの補強部材等に適している。
の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法を提供する。 【構成】 Ｃ：０.１０〜０.３５％、Ｓi≦１.５％、Ｍ
n：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０３％、Ｓ≦０.０２％、
Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦０.０１％を含むと共
に、更に０.０４％≦Ｔi≦０.２０％、Ｖ≦０.１０％、
Ｎb≦０.１０％のうちの１種又は２種以上を含み、必要
に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.０１％、Ｃr≦１.
５％の１種又は２種以上を含み、残部が鉄及び不可避的
不純物元素からなり、微細な低温変態生成物を主体とす
る組織を有していることを特徴とする耐遅れ破壊特性の
優れた９８０Ｎ／mm2以上の強度を有する熱延鋼板であ
る。この組成の鋼について、Ａr3以上の温度域で熱間圧
延を仕上げた後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、
４５０℃以下で巻取ることにより製造される。自動車の
バンパー、ドアの補強部材等に適している。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は自動車のバンパー、ドア
の補強部材等に適し、９８０Ｎ／mm2以上の強度(特に１
１８０Ｎ／mm2以上)を有すると共に優れた耐遅れ破壊特
性を有する超高強度熱延鋼板とその製造方法に関するも
のである。
の補強部材等に適し、９８０Ｎ／mm2以上の強度(特に１
１８０Ｎ／mm2以上)を有すると共に優れた耐遅れ破壊特
性を有する超高強度熱延鋼板とその製造方法に関するも
のである。
【０００２】
【従来の技術及び発明が解決しようとする課題】地球環
境問題等より自動車の燃費改善要求が強く、そのため車
体の軽量化を図るべくバンパー、ドアの補強部材などに
９８０Ｎ／mm2以上の超高強度鋼板のニーズが強くなっ
ており、特開平２−１９７５２５号、特開平５−５９４
９３号等に見られるように、超高強度熱延鋼板の高強度
化については多数の検討がなされてきた。
境問題等より自動車の燃費改善要求が強く、そのため車
体の軽量化を図るべくバンパー、ドアの補強部材などに
９８０Ｎ／mm2以上の超高強度鋼板のニーズが強くなっ
ており、特開平２−１９７５２５号、特開平５−５９４
９３号等に見られるように、超高強度熱延鋼板の高強度
化については多数の検討がなされてきた。
【０００３】しかし、９８０Ｎ／mm2以上の強度を有す
る超高強度鋼を使用したボルトでは、水素脆化による割
れが発生することが、例えば、特開昭６０−１５５６４
４号等に知られており、同様に超高強度薄鋼板において
も、大気環境下の腐食反応で発生する水素が鋼板中に入
り使用中に突然破壊することが考えられるが、超高強度
熱延薄鋼板の耐遅れ破壊特性の改善に関する検討は未だ
殆ど見られない。
る超高強度鋼を使用したボルトでは、水素脆化による割
れが発生することが、例えば、特開昭６０−１５５６４
４号等に知られており、同様に超高強度薄鋼板において
も、大気環境下の腐食反応で発生する水素が鋼板中に入
り使用中に突然破壊することが考えられるが、超高強度
熱延薄鋼板の耐遅れ破壊特性の改善に関する検討は未だ
殆ど見られない。
【０００４】本発明は、かゝる状況のもとで、引張強さ
９８０Ｎ／mm2以上の超高強度熱延鋼板における上記の
ような遅れ破壊の問題を解決し、耐遅れ破壊特性の良好
な超高強度熱延鋼板並びにその製造方法を提供すること
を目的としている。
９８０Ｎ／mm2以上の超高強度熱延鋼板における上記の
ような遅れ破壊の問題を解決し、耐遅れ破壊特性の良好
な超高強度熱延鋼板並びにその製造方法を提供すること
を目的としている。
【０００５】
【課題を解決するための手段】本発明者等は、前記課題
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、強度と遅れ破
壊との関係は、Ｔiを含む冷延材と熱延材について調べ
たところ、通常４００℃程度の温度で巻取られる熱延材
を熱延後水冷して常温にて巻取ったものは、表１及び図
１に示すとおり、高強度なもの程、冷延材よりも耐遅れ
破壊特性が優れる興味ある事実を知見した。これは、従
来より、疲労特性を改善するためにＴiを添加すること
は知られているが、超高強度鋼板で、しかも熱延鋼板に
おいてＴi添加により耐遅れ破壊特性が顕著に改善でき
るという新規な知見であり、本発明はこの知見に基づい
て更に詳細な実験研究を重ねて完成したものである。
を解決するために鋭意研究を重ねた結果、強度と遅れ破
壊との関係は、Ｔiを含む冷延材と熱延材について調べ
たところ、通常４００℃程度の温度で巻取られる熱延材
を熱延後水冷して常温にて巻取ったものは、表１及び図
１に示すとおり、高強度なもの程、冷延材よりも耐遅れ
破壊特性が優れる興味ある事実を知見した。これは、従
来より、疲労特性を改善するためにＴiを添加すること
は知られているが、超高強度鋼板で、しかも熱延鋼板に
おいてＴi添加により耐遅れ破壊特性が顕著に改善でき
るという新規な知見であり、本発明はこの知見に基づい
て更に詳細な実験研究を重ねて完成したものである。
【０００６】
【表１】
【０００７】すなわち、本発明は、Ｃ：０.１０〜０.３
５％、Ｓi≦１.５％、Ｍn：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０
３％、Ｓ≦０.０２％、Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦
０.０１％、を含むと共に、更に０.０４％≦Ｔi≦０.２
０％、Ｖ≦０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１種又
は２種以上を含み、必要に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ
≦０.０１％、Ｃr≦１.５％の１種又は２種以上を含
み、残部が鉄及び不可避的不純物元素からなり、微細な
低温変態生成物を主体とする組織を有していることを特
徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／mm2以上の
強度を有する熱延鋼板を要旨としている。
５％、Ｓi≦１.５％、Ｍn：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０
３％、Ｓ≦０.０２％、Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦
０.０１％、を含むと共に、更に０.０４％≦Ｔi≦０.２
０％、Ｖ≦０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１種又
は２種以上を含み、必要に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ
≦０.０１％、Ｃr≦１.５％の１種又は２種以上を含
み、残部が鉄及び不可避的不純物元素からなり、微細な
低温変態生成物を主体とする組織を有していることを特
徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／mm2以上の
強度を有する熱延鋼板を要旨としている。
【０００８】また、他の本発明は、Ｃ：０.１０〜０.３
５％、Ｓi≦１.５％、Ｍn：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０
３％、Ｓ≦０.０２％、Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦
０.０１％、を含むと共に、更にＴi≦０.２０％、Ｖ≦
０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１種又は２種以上
を含み、必要に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.０１
％、Ｃr≦１.５％の１種又は２種以上を含み、残部が鉄
及び不可避的不純物元素からなる化学成分を有する鋼に
ついて、Ａr3以上の温度域で熱間圧延を仕上げた後、１
０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４５０℃以下で巻取
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／
mm2以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法を要旨とし
ている。
５％、Ｓi≦１.５％、Ｍn：１.０〜３.５％、Ｐ≦０.０
３％、Ｓ≦０.０２％、Ａl：０.０２〜０.１０％、Ｎ≦
０.０１％、を含むと共に、更にＴi≦０.２０％、Ｖ≦
０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１種又は２種以上
を含み、必要に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.０１
％、Ｃr≦１.５％の１種又は２種以上を含み、残部が鉄
及び不可避的不純物元素からなる化学成分を有する鋼に
ついて、Ａr3以上の温度域で熱間圧延を仕上げた後、１
０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４５０℃以下で巻取
ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／
mm2以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法を要旨とし
ている。
【０００９】
【作用】以下に本発明を更に詳細に説明する。まず、本
発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
発明における鋼の化学成分の限定理由について説明す
る。
【００１０】Ｃ：Ｃは低温変態生成物を生成し高強度化
には必須の元素であり、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得
るためには０.１０％以上が必要である。しかし、０.３
５％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化するため、Ｃ量は
０.１０〜０.３５％とする。
には必須の元素であり、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得
るためには０.１０％以上が必要である。しかし、０.３
５％を超えると耐遅れ破壊特性が劣化するため、Ｃ量は
０.１０〜０.３５％とする。
【００１１】Ｓi：Ｓiは耐遅れ破壊特性を劣化させるこ
となく高強度化に有効な元素であるが、１.５％を超え
て添加すると塗装性を劣化させるので、Ｓi量は１.５％
以下とする。
となく高強度化に有効な元素であるが、１.５％を超え
て添加すると塗装性を劣化させるので、Ｓi量は１.５％
以下とする。
【００１２】Ｍn：Ｍnは焼入性を向上させることにより
低温変態生成物を生成し、高強度化に有効な元素であ
り、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得るためには１.０％以
上が必要である。しかし、３.５％を超えると耐遅れ破
壊特性を劣化させるため、Ｍn量は１.０〜３.５％とす
る。
低温変態生成物を生成し、高強度化に有効な元素であ
り、９８０Ｎ／mm2以上の強度を得るためには１.０％以
上が必要である。しかし、３.５％を超えると耐遅れ破
壊特性を劣化させるため、Ｍn量は１.０〜３.５％とす
る。
【００１３】Ｐ：Ｐは粒界に偏析して脆性を劣化させる
ため、０.０３％以下に抑制する。
ため、０.０３％以下に抑制する。
【００１４】Ｓ：Ｓは介在物を形成して水素の集積場所
となり耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０.０２％以
下に抑制する。
となり耐遅れ破壊特性を劣化させるため、０.０２％以
下に抑制する。
【００１５】Ｎ：Ｎは鋼中に固溶してプレス加工性など
を劣化させるため、０.０１％以下とする。
を劣化させるため、０.０１％以下とする。
【００１６】Ａl：Ａlは脱酸のため０.０２％以上を添
加するが、表面性状を劣化させるので、その上限を０.
１０％とする。
加するが、表面性状を劣化させるので、その上限を０.
１０％とする。
【００１７】Ｔi、Ｎb、Ｖの１種又は２種以上：Ｔiは
高強度化に有効である共に耐遅れ破壊特性の改善にも有
効な元素である。これは、熱延時に圧延された加工オー
ステナイトの再結晶及び変態を抑制することにより、組
織が微細化するため粒界が破壊しにくくなり、脆性が改
善されることが一因と考えられる。しかし、０.２０％
を超えると効果が飽和するため、Ｔi量は０.２０％以下
とする。なお、Ｔiは溶接時に酸化物を形成し易く溶接
性が劣化することがあるので特に溶接仕様が厳密な用途
に対しては添加量は少ない方がよいが、上記効果は０.
０４％以上で顕著であるので０.０４％以上が好まし
い。
高強度化に有効である共に耐遅れ破壊特性の改善にも有
効な元素である。これは、熱延時に圧延された加工オー
ステナイトの再結晶及び変態を抑制することにより、組
織が微細化するため粒界が破壊しにくくなり、脆性が改
善されることが一因と考えられる。しかし、０.２０％
を超えると効果が飽和するため、Ｔi量は０.２０％以下
とする。なお、Ｔiは溶接時に酸化物を形成し易く溶接
性が劣化することがあるので特に溶接仕様が厳密な用途
に対しては添加量は少ない方がよいが、上記効果は０.
０４％以上で顕著であるので０.０４％以上が好まし
い。
【００１８】また、Ｎb、Ｖは高強度化に有効である共
に、組織の微細化にも効果があるため、耐遅れ破壊特性
の改善にも有効である。しかし、それぞれ０.１０％を
超えて添加しても効果が飽和するため、これを上限とす
る。
に、組織の微細化にも効果があるため、耐遅れ破壊特性
の改善にも有効である。しかし、それぞれ０.１０％を
超えて添加しても効果が飽和するため、これを上限とす
る。
【００１９】なお、Ｔi、Ｎb、Ｖは単独添加でも効果が
あるが、併せて添加することもでき、またＴi添加は他
の成分より効果が大きいのでＴi添加又はＴiと他の成分
との複合添加が望ましい。
あるが、併せて添加することもでき、またＴi添加は他
の成分より効果が大きいのでＴi添加又はＴiと他の成分
との複合添加が望ましい。
【００２０】Ｍo、Ｂ、Ｃr：Ｍo、Ｂ、Ｃrは耐遅れ破壊
特性を劣化させることなく、焼入れ性を向上させること
により低温変態生成物を生成し、高強度化に有効な元素
であるので、必要に応じて１種又は２種以上を添加する
ことができる。添加する場合、Ｍoは１.５％、Ｂは０.
０１％、Ｃrは１.５％で効果が飽和するので、それぞれ
これを上限とする。なお、Ｍoは高価な元素であるので
０.８％以下とするのが望ましい。
特性を劣化させることなく、焼入れ性を向上させること
により低温変態生成物を生成し、高強度化に有効な元素
であるので、必要に応じて１種又は２種以上を添加する
ことができる。添加する場合、Ｍoは１.５％、Ｂは０.
０１％、Ｃrは１.５％で効果が飽和するので、それぞれ
これを上限とする。なお、Ｍoは高価な元素であるので
０.８％以下とするのが望ましい。
【００２１】なお、更に高強度化するためにＣu、Ｎi等
の元素をそれぞれ１.５％以下の範囲で添加しても本発
明の効果を阻害しない。
の元素をそれぞれ１.５％以下の範囲で添加しても本発
明の効果を阻害しない。
【００２２】次に本発明の製造条件について説明する。
【００２３】上記化学成分を有する鋼は常法により溶
解、鋳造し、加熱後に熱間圧延を行うが、熱延仕上げ温
度は、２相域で加工フェライトが混入すると加工性が劣
化し、自動車部品等への加工が困難となるため、Ａr3以
上とする。
解、鋳造し、加熱後に熱間圧延を行うが、熱延仕上げ温
度は、２相域で加工フェライトが混入すると加工性が劣
化し、自動車部品等への加工が困難となるため、Ａr3以
上とする。
【００２４】熱延仕上げ後の冷却速度と巻取り温度は、
９８０Ｎ／mm2以上の強度、特に１１００Ｎ／mm2以上の
強度を得るには低温変態生成物を主体とした組織が必要
であるため、冷却速度を１０℃／min以上、巻取り温度
を４５０℃以下(室温も含む)とする。
９８０Ｎ／mm2以上の強度、特に１１００Ｎ／mm2以上の
強度を得るには低温変態生成物を主体とした組織が必要
であるため、冷却速度を１０℃／min以上、巻取り温度
を４５０℃以下(室温も含む)とする。
【００２５】このような製造条件により、微細な低温変
態生成物を主体とする組織が得られる。低温変態生成物
としては、フェライトを実質的に含まず、マルテンサイ
ト、ベイナイトなどである。
態生成物を主体とする組織が得られる。低温変態生成物
としては、フェライトを実質的に含まず、マルテンサイ
ト、ベイナイトなどである。
【００２６】なお、巻取り後、強度や加工性の調整のた
めの４５０℃以下の温度での焼戻し処理或いは形状修正
のためのスキンパス処理を行っても何ら本発明の効果を
損なうものではない。
めの４５０℃以下の温度での焼戻し処理或いは形状修正
のためのスキンパス処理を行っても何ら本発明の効果を
損なうものではない。
【００２７】次に本発明の実施例を示す。
【００２８】
【実施例１】表２に示す化学成分の鋳塊を１２３０℃に
加熱し、表１に示す条件で、板厚２.４mmに熱間圧延
し、５５０℃から室温までの所定の温度までシャワー冷
却した後、巻き取った。その後、１.８mmまで表面研削
し、強度と耐遅れ破壊特性を調査した。その結果を表２
に示す。
加熱し、表１に示す条件で、板厚２.４mmに熱間圧延
し、５５０℃から室温までの所定の温度までシャワー冷
却した後、巻き取った。その後、１.８mmまで表面研削
し、強度と耐遅れ破壊特性を調査した。その結果を表２
に示す。
【００２９】耐遅れ破壊特性については、１５mm×６５
mmの短冊試験片に曲げ応力９８０Ｎ／mm2を負荷したも
のを０.５mol／リットルの硫酸＋０.０１mol／リットル
のＫＳＣＮ溶液中でポテンショスタットを用いて、自然
電位よりも卑である−８００mＶの電位を与え、割れが
発生する時間により評価した。
mmの短冊試験片に曲げ応力９８０Ｎ／mm2を負荷したも
のを０.５mol／リットルの硫酸＋０.０１mol／リットル
のＫＳＣＮ溶液中でポテンショスタットを用いて、自然
電位よりも卑である−８００mＶの電位を与え、割れが
発生する時間により評価した。
【００３０】表２より明らかなように、本発明例はいず
れも、９８０Ｎ／mm2以上の高強度と良好な耐遅れ破壊
特性(割れ発生時間≧１０min)を示している。一方、比
較例のＮo.１５、１７は所望の強度が得られていない。
また比較例のＮo.１６、１８、１９は割れ発生時間が１
０min以下であって本発明例に比べて耐遅れ破壊特性が
劣っている。
れも、９８０Ｎ／mm2以上の高強度と良好な耐遅れ破壊
特性(割れ発生時間≧１０min)を示している。一方、比
較例のＮo.１５、１７は所望の強度が得られていない。
また比較例のＮo.１６、１８、１９は割れ発生時間が１
０min以下であって本発明例に比べて耐遅れ破壊特性が
劣っている。
【００３１】
【表２】
【００３２】
【実施例２】表３及び表４に示す化学成分の鋳塊を１２
３０℃に加熱し、表３に示す条件で、板厚２.４mmに熱
間圧延し、５５０℃から室温までの所定の温度まで種々
の冷却速度で冷却し、巻き取った。その後、１.８mmま
で表面研削し、強度と耐遅れ破壊特性を調査した。その
結果を表３及び表４に示す。耐遅れ破壊特性の評価法は
実施例１と同様である。
３０℃に加熱し、表３に示す条件で、板厚２.４mmに熱
間圧延し、５５０℃から室温までの所定の温度まで種々
の冷却速度で冷却し、巻き取った。その後、１.８mmま
で表面研削し、強度と耐遅れ破壊特性を調査した。その
結果を表３及び表４に示す。耐遅れ破壊特性の評価法は
実施例１と同様である。
【００３３】表３及び表４より明らかなように、本発明
例はいずれも、９８０Ｎ／mm2以上の高強度と良好な耐
遅れ破壊特性(割れ発生時間≧１０min)を示している。
一方、比較例のＮo.４、７、１２、１４、１７、１９、
２３、２４、２６は所望の強度が得られていない。また
比較例のＮo.２５、２７、２８は割れ発生時間が１０mi
n以下であって本発明例に比べて耐遅れ破壊特性が劣っ
ている。
例はいずれも、９８０Ｎ／mm2以上の高強度と良好な耐
遅れ破壊特性(割れ発生時間≧１０min)を示している。
一方、比較例のＮo.４、７、１２、１４、１７、１９、
２３、２４、２６は所望の強度が得られていない。また
比較例のＮo.２５、２７、２８は割れ発生時間が１０mi
n以下であって本発明例に比べて耐遅れ破壊特性が劣っ
ている。
【００３４】
【表３】
【００３５】
【表４】
【００３６】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
耐遅れ破壊特性が良好で引張強さ９８０Ｎ／mm2以上の
超高強度熱延鋼板が容易に得られ、特に自動車のバンパ
ー、ドアの補強部材等に適している。
耐遅れ破壊特性が良好で引張強さ９８０Ｎ／mm2以上の
超高強度熱延鋼板が容易に得られ、特に自動車のバンパ
ー、ドアの補強部材等に適している。
【図１】耐遅れ破壊特性(陰極チャージ割れ発生時間)と
強度(ＴＳ)の関係を熱延材と冷延材について比較して示
す図である。
強度(ＴＳ)の関係を熱延材と冷延材について比較して示
す図である。
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、 Ｃ：０.１０〜０.３５％、 Ｓi≦１.５％、 Ｍn：１.０〜３.５％、 Ｐ≦０.０３％、 Ｓ≦０.０２％、 Ａl：０.０２〜０.１０％、 Ｎ≦０.０１％、を含むと共に、更に０.０４％≦Ｔi≦
０.２０％、Ｖ≦０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１
種又は２種以上を含み、残部が鉄及び不可避的不純物元
素からなり、微細な低温変態生成物を主体とする組織を
有していることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９
８０Ｎ／mm2以上の強度を有する熱延鋼板。 - 【請求項２】 更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.０１％、Ｃr
≦１.５％の１種又は２種以上を含む請求項１に記載の
熱延鋼板。 - 【請求項３】 重量％で、 Ｃ：０.１０〜０.３５％、 Ｓi≦１.５％、 Ｍn：１.０〜３.５％、 Ｐ≦０.０３％、 Ｓ≦０.０２％、 Ａl：０.０２〜０.１０％、 Ｎ≦０.０１％、を含むと共に、更にＴi≦０.２０％、
Ｖ≦０.１０％、Ｎb≦０.１０％のうちの１種又は２種
以上を含み、必要に応じて更にＭo≦１.５％、Ｂ≦０.
０１％、Ｃr≦１.５％の１種又は２種以上を含み、残部
が鉄及び不可避的不純物元素からなる化学成分を有する
鋼について、Ａr3以上の温度域で熱間圧延を仕上げた
後、１０℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、４５０℃以下
で巻取ることを特徴とする耐遅れ破壊特性の優れた９８
０Ｎ／mm2以上の強度を有する熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35539193A JPH07197186A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP35539193A JPH07197186A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH07197186A true JPH07197186A (ja) | 1995-08-01 |
Family
ID=18443671
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP35539193A Pending JPH07197186A (ja) | 1993-12-30 | 1993-12-30 | 耐遅れ破壊特性の優れた９８０Ｎ／ｍｍ２以上の強度を有する熱延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH07197186A (ja) |
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP0994198A1 (de) * | 1998-10-13 | 2000-04-19 | Benteler Ag | Stahllegierung zur Herstellung von Stossfängern für Kraftfahrzeuge |
| EP0994197A2 (de) * | 1998-10-13 | 2000-04-19 | Benteler Ag | Stahllegierung |
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-
1993
- 1993-12-30 JP JP35539193A patent/JPH07197186A/ja active Pending
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