JPH11199975A - 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
製造方法を提供する。 【解決手段】 C:0.03〜0.20%、Cu:0.
2〜2.0%、B:2〜20ppmを含むフェライト−
マルテンサイト複合組織鋼板であり、フェライト相での
Cuの存在状態は、Cu単独で構成される粒子の大きさ
が2nm以下の固溶状態および/または析出状態である
ことを特徴とする疲労特性に優れた加工用熱延鋼板、お
よび上記成分の鋼を、Ar3 変態点以上の温度域で熱間
仕上圧延を終了し、Ar3 変態点からAr1 変態点まで
の温度域で1〜10秒間空冷し、その後、20℃/s以
上の冷却速度で冷却して、350℃以下の巻取温度で巻
き取ることを特徴とする上記鋼板の製造方法。
Description
加工用熱延鋼板およびその製造方法に関するものであ
り、特に、自動車の足廻り部品やロードホイール等の耐
久性と加工性の両立が求められる素材として好適な疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法に関す
るものである。
量化を目的として、Al合金等の軽金属や高強度鋼板の
自動車部材への適用が進められている。ただ、Al合金
等の軽金属は、比強度が高いという利点があるものの、
鋼に比較して著しく高価であるため、その適用は特殊な
用途に限られてきた。より広い範囲で自動車の軽量化を
推進するためには、安価な高強度鋼板の適用が強く求め
られている。一般に、材料は、高強度になるほど延性が
低下して加工性(成形性)が悪くなるばかりでなく、切
り欠き感受性も高くなる。そのため、複雑な形状をして
いる自動車の足廻り部品等への高強度鋼板の適用にあた
っては、その成形性だけでなく、疲労耐久性も重要な検
討課題となる。
に、低降伏比でかつ延性の優れた高強度鋼板を、フェラ
イトとマルテンサイトを主体とするミクロ組織で得る発
明が、例えば、特開昭58−6937号公報や特開昭6
0−121225号公報等で開示されている。また、特
に、伸びフランジ性(穴拡げ性)の優れた高強度鋼板
を、フェライトとベイナイトを主体とするミクロ組織で
得る発明が、例えば、特開昭57−145965号公報
や特開昭61−96057号公報等で開示されている。
さらにまた、これらの特性を兼ね備えた高強度鋼板を、
フェライト、ベイナイトとマルテンサイトを主体とする
ミクロ組織で得る発明が、例えば、特開平3−2646
46号公報や特開平3−277740号公報等で開示さ
れている。
しては、特開平4−337026号公報、特開平6−1
45792号公報、特開平8−60240号公報等で、
疲労特性を向上させるために特定の添加元素に注目し
て、Pの固溶強化および/またはCuの析出強化を利用
する発明が開示されている。すなわち、上記の特開平4
−337026号公報には、フェライト結晶粒のサイズ
を最適化し、第二相であるマルテンサイト、ベイナイト
およびオーステナイトの体積分率を最適化して下限界応
力拡大係数範囲を高め、Pの固溶強化とCuの析出強化
によって疲労限度比を向上させる技術が開示されてい
る。
は、ミクロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテ
ンサイトの三相とし、それぞれの相の体積分率を規定し
て強度と伸びフランジ性を確保するとともに、Cuの析
出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示されて
いる。さらに、特開平8−60240号公報では、ミク
ロ組織をフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイト
の三相とし、それぞれの相の体積分率を規定して強度延
性バランスを確保し、巻取温度を400℃以上としてC
uの析出強化によって疲労特性を向上させる技術が開示
されている。
ホィールのディスク等の一部の部品においては、伸び、
低降伏比等の加工性とともに疲労耐久性が大変に重要で
あり、上記従来技術では、満足する特性が得られないと
いわざるを得ない。すなわち、上記特開平4−3370
26号公報に記載の発明では、結晶粒界に偏析し粒界脆
化を引き起こすPが0.03〜0.15%添加されるこ
とが必須であるため、疲労破壊の起点となる粒界破壊が
起こった場合、疲労特性が著しく劣化する可能性があ
る。さらに、同文献には、Pによる粒界脆化等を抑制す
るBの添加については何も記載されていない。
に記載の発明では、Siの添加が1.5%以上に限定さ
れているため、鋼板の表面性状が悪くなり疲労強度が低
下する可能性がある。さらに、上記特開平8−6024
0号公報に記載の発明では、巻取温度を400℃以上と
規定しているため、ミクロ組織にベイナイトやパーライ
トが生成してしまい低降伏比が得られていないばかり
か、十分な疲労限度比が得られない。そこで、本発明
は、疲労特性と加工性を両立させるための鋼板特性とそ
の製造方法を明らかにして、上記従来技術の課題を有利
に解決できる、疲労特性に優れた加工用熱延鋼板および
その製造方法を提供することを目的とするものである。
に採用されている連続熱間圧延設備により工業的規模で
生産されている熱延鋼板の製造プロセスを念頭におい
て、熱延鋼板の疲労特性と加工性の両立を達成すべく鋭
意研究を重ねた。その結果、固溶しているCuもしくは
Cu単独で構成される粒子サイズが2nm以下のCu析
出物が疲労特性向上に非常に有効であり、かつ加工性も
損なわないことを見出し、本発明をなしたものである。
いて説明する。まず、フェライト相におけるCu単独で
構成される粒子サイズの疲労特性に及ぼす効果について
の調査を行った。そのための供試材は、次のようにして
準備した。すなわち、0.05%C−1.0%Si−
1.4%Mn−1.0%Cu−0.5%Ni−0.00
03%Bに成分調整し溶製した鋳片を熱間圧延して常温
で巻き取った鋼板を、100〜600℃で1時間等温保
持した後、炉冷する熱処理を施し、ミクロ組織が、フェ
ライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合
組織を有し、フェライト相におけるCu単独で構成され
る粒子のサイズを変化させた鋼板を得た。なお、ここで
の第二相は、主としてマルテンサイトであるが、一部残
留オーステナイトを含むことも許容されるものである。
これらの鋼板について疲労試験を行った結果を、図1に
示す。
イト相および一部残留オーステナイト相を含む複合組織
からなる鋼板において、そのフェライト相におけるCu
単独で構成される粒子の平均サイズと疲労限度比には強
い相関があり、フェライト相におけるCu単独で構成さ
れる粒子の平均サイズが2nm以下で疲労限度比が著し
く向上することを新規に知見した。また、熱間圧延条件
等を制限することによって、フェライト相におけるCu
単独で構成される粒子の平均サイズが2nm以下という
鋼板を製造できることも新たに知見した。
いての調査を行った。そのための供試材は、次のように
して準備した。すなわち、0.05%C−1.0%Si
−1.4%Mn−0.5%Ni鋼をベースにして、1.
0%のCuを添加した鋼とCuを添加しない鋼に、さら
に、B含有濃度を変化させた鋼を成分調整し溶製した鋳
片を、熱間圧延して常温で巻き取り、ミクロ組織が、フ
ェライトを主相とし、マルテンサイトを第二相とする複
合組織を有する鋼板を得た。これらの鋼板について疲労
試験を行った結果を、図2に示す。この結果より、1.
0%のCuを添加した鋼に限り、B含有濃度と疲労限度
比に強い相関があり、さらに、Bの含有濃度が2ppm
以上で疲労限度比が著しく向上することを新規に知見し
た。
は、JIS Z 2201記載の5号試験片にて、JI
S Z 2241記載の試験方法で測定した。また、鋼
板の疲労特性は、図3に示すような板厚3.0mm、長
さ98mm、幅38mm、最小断面部の幅が20mm、
切り欠きの曲率半径が30mmである疲労試験片を用
い、完全両振りの平面曲げ疲労試験によって得られた2
×106 回での疲労強度σWを鋼板の引張り強さσBで
除した値(疲労限度比σW/σB)で評価した。
成される粒子は、供試鋼の1/4厚のところから透過型
電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型X線分
光(Energy Dispersive X−ray
Spectroscope:EDS)や電子エネルギ
ー損失分光(Electron Energy Los
s Spectroscope:EELS)の組成分析
機能を加えた、200kVの加速電圧の電界放射型電子
銃(Field Emission Gun:FEG)
を搭載した透過型電子顕微鏡によって観察した。観察さ
れる粒子の組成は、上記EDSおよびEELSによりC
u単独であることを確認した。また、本願で規定するフ
ェライト相におけるCu単独で構成される粒子のサイズ
は、観察される粒子のサイズをそれぞれ測定したものの
その一視野での平均の値である。
で、その要旨は、以下の通りである。 (1)質量%にて、C:0.03〜0.20%、Si:
0.1〜1.4%、Mn:0.5〜3.0%、P:≦
0.02%、S:≦0.01%、Al:0.005〜
0.1%、Cu:0.2〜2.0%、B:0.0002
〜0.0020%を含み、残部がFe及び不可避的不純
物からなる鋼であって、そのミクロ組織が、フェライト
を主相とし、マルテンサイトを第二相とする複合組織で
あり、フェライト相におけるCuの存在状態は、Cu単
独で構成される粒子の大きさが2nm以下の固溶状態お
よび/または析出状態であることを特徴とする、疲労特
性に優れた加工用熱延鋼板。
i:0.1〜1.0%を含有することを特徴とする、上
記(1)に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。 (3)前記鋼が、さらに、質量%にて、Ca:0.00
5〜0.02%、REM:0.005〜0.2%の一種
または二種を含有することを特徴とする、上記(1)ま
たは(2)に記載の疲労特性に優れた加工用熱延鋼板。
o:0.05〜0.2%、V:0.02〜0.2%、T
i:0.01〜0.2%、Nb:0.01〜0.1%、
Cr:0.01〜0.3%、Zr:0.02〜0.2%
の一種または二種以上を含有することを特徴とする、上
記(1)ないし(3)のいずれか1項に記載の疲労特性
に優れた加工用熱延鋼板。
1項に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ar
3 変態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ar3 変態
点からAr1 変態点までの温度域で1〜10秒間空冷
し、その後、20℃/s以上の冷却速度で冷却して、3
50℃以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする、そ
のミクロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイ
トを第二相とする複合組織であり、フェライト相におけ
るCuの存在状態は、Cu単独で構成される粒子の大き
さが2nm以下の固溶状態および/または析出状態であ
る疲労特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法にある。
まず、本発明の鋼板のミクロ組織およびCuの存在状態
について説明する。鋼板のミクロ組織は、優れた加工性
を確保するために、フェライトを主相とし、マルテンサ
イトを第二相とする複合組織とする。ただし、第二相に
は、一部に残留オーステナイトを含むことを許容するも
のである。なお、良好な加工性を保証する良好な延性や
70%以下の低降伏比を確保するためには、フェライト
の体積分率が50%以上でかつ残留オーステナイトの体
積分率が5%未満が好ましい。
態は、Cu単独で構成される粒子の大きさが2nm以下
の固溶状態および/または析出状態とする。これによ
り、加工性の劣化につながる静的強度の上昇を抑えつ
つ、すなわち、フェライトとマルテンサイトの複合組織
鋼板の優れた加工性を損なうことなく、疲労特性を向上
させることができる。一方、フェライト相におけるCu
単独で構成される粒子の大きさが2nm超であると、C
uの析出強化により鋼板の静的強度が著しく上昇するた
め、加工性が著しく劣化することになる。また、このよ
うなCuの析出強化では、疲労限は静的強度の上昇ほど
には上昇しないので疲労限度比が低下してしまう。その
ため、フェライト相におけるCu単独で構成される粒子
の大きさは、2nm以下とする必要がある。
て説明する。Cは、0.20%超含有していると加工性
及び溶接性が劣化するので、0.20%以下とする。ま
た0.03%未満であると組織中のマルテンサイトの体
積率が減少し、強度が低下するので0.03%以上とす
る。Siは、フェライト変態の促進と未変態オーステナ
イト中のC濃度をあげて複合組織を生成する効果があ
る。ただし、0.1%未満では、その効果が失われ、
1.4%超添加するとスケールの性状が悪くなるため表
面性状が劣化して圧延ままでの疲労特性が低下する。そ
こで、Siの含有量は0.1%以上、1.4%以下とす
る。
サイトを得るために、0.5%以上必要である。また、
3.0%超添加するとスラブ割れを生ずるため、3.0
%以下とする。Pは、0.02%超添加すると加工性や
溶接性に悪影響を及ぼすだけでなく、粒界に偏析して粒
界強度を低下させ粒界脆化を起こすので、0.02%以
下とする。
起こすので極力低減させるべきであるが、0.01%以
下ならば許容できる範囲である。Alは、溶鋼脱酸のた
めに0.005%以上添加する必要があるが、あまり多
量に添加すると、非金属介在物を増大させ伸びを劣化さ
せるだけでなく、コストの上昇を招くため、その上限を
0.1%とする。
り、固溶もしくは2nm以下の粒子サイズに析出させる
ことにより疲労特性を改善する効果がある。ただし、
0.2%未満では、その効果は少なく、2.0%を超え
て添加しても効果が飽和するので、0.2〜2.0%と
添加範囲を限定する。Bは、本発明の最も重要な元素の
一つであり、Cuと複合添加されることによって疲労限
を上昇させる効果がある。ただし、0.0002%未満
ではその効果を得るために不十分であり、0.0020
%超添加するとスラブ割れが起こる。よって、Bの添加
は、0.0002%以上、0.0020%以下とする。
めに添加する。ただし、0.1%未満ではその効果が少
なく、1.0%を超えて添加してもその効果が飽和する
ので、0.1〜1.0%とする。CaおよびREMは、
破壊の起点となったり、加工性を劣化させる非金属介在
物の形態を変化させて無害化する元素である。ただし、
0.005%未満添加してもその効果がなく、Caなら
ば0.02%超、REMならば0.2%超添加してもそ
の効果が飽和するので、Ca:0.005〜0.02
%、REM:0.005〜0.2%とする。
V、Ti、Nb、Cr、Zrの析出強化もしくは固溶強
化元素の一種または二種以上を添加しても良い。ただ
し、それぞれ、0.05%、0.02%、0.01%、
0.01%、0.01%、0.02%未満ではその効果
を得ることができない。また、それぞれ、0.2%、
0.2%、0.2%、0.1%、0.3%、0.2%を
超え添加してもその効果は飽和する。
て、以下に詳細に述べる本発明では、目的の成分含有量
になるように成分調整した溶鋼を鋳込むことによって得
たスラブを、高温鋳片のまま熱間圧延機に直送してもよ
いし、室温まで冷却後に加熱炉にて再加熱して熱間圧延
してもよい。再加熱温度については特に制限はないが、
1350℃以上であると、スケールオフ量が多量になり
歩留まりが低下するので、再加熱温度は1350℃未満
が望ましい。
(FT)がAr3 変態点以上の温度域で終了する必要が
ある。これは、熱間圧延中に圧延温度がAr3 変態点を
切るとフェライト粒にひずみが残留して延性が低下する
ためである。仕上圧延を終了した後の冷却は、まず、A
r3 変態点からAr1 変態点までの温度域(フェライト
とオーステナイトの二相域)で1〜10秒間空冷する。
ここでの空冷は、二相域でフェライト変態を促進させる
ために行うが、1秒未満では、二相域におけるフェライ
ト変態が不十分なため、十分な延性が得られない。ま
た、10秒超では、パーライトが生成し、目的とするフ
ェライト−マルテンサイトのミクロ組織が得られない。
では20℃/s以上の冷却速度で冷却するが、20℃/
s未満の冷却速度では、パーライトもしくはベイナイト
が生成してしまい目的とするフェライト−マルテンサイ
トのミクロ組織が得られない。巻取温度が350℃超で
は、ベイナイトが生成して目的とするフェライト−マル
テンサイトを主相とするミクロ組織が得られないだけで
なく、巻き取り後に静的強度における析出強化能が大き
いサイズのCuの析出が起こる恐れがあるため、巻取温
度は、350℃以下と限定する。また、巻取温度の下限
値は特に限定する必要はないが、コイルが長時間水濡れ
の状態にあると錆による外観不良が懸念されるため、5
0℃以上が望ましい。
る。表1に示す化学成分を有するA〜Zの鋼は、転炉に
て溶製して、連続鋳造後、表2に示す加熱温度(SR
T)で再加熱し、同じく表2に示す仕上圧延温度(F
T)で1.2〜5.4mmの板厚に圧延した後、表2に
示す空冷時間で冷却後、表2に示す巻取温度(CT)で
それぞれ巻き取った。なお表1中の化学組成についての
表示は質量%である。このようにして得られた熱延板の
引張試験は、供試材を、まず、JIS Z2201記載
の5号試験片に加工し、JIS Z 2241記載の試
験方法に従って行った。表2にその試験結果を示す。
0mm、長さ98mm、幅38mm、最小断面部の幅が
20mm、切り欠きの曲率半径が30mmである平面曲
げ疲労試験片にて、完全両振りの平面曲げ疲労試験を行
った。鋼板の疲労特性は、2×106 回での疲労強度σ
Wを鋼板の引張り強さσBで除した値(疲労限度比σW
/σB)で評価した。
成される粒子は、供試鋼の1/4厚のところから透過型
電子顕微鏡サンプルを採取し、エネルギー分散型X線分
光(EDS)や電子エネルギー損失分光(EELS)の
組成分析機能を加えた、200kVの加速電圧の電界放
射型電子銃(FEG)を搭載した透過型電子顕微鏡によ
って観察した。観察される粒子の組成は、上記EDSお
よびEELSによりCu単独であることを確認した。ま
た、本願で規定するフェライト相におけるCu単独で構
成される粒子のサイズは、観察される粒子のサイズをそ
れぞれ測定したもののその一視野での平均の値である。
B−1、C−1、D−1、F−1、H−1、I−1、J
−1、J−2、J−4、K−1、L−2、N−1、P−
1、R−1、S−1、T−1、W−1、X−1、Z−1
の21鋼であり、主相であるフェライトにおけるCu単
独で構成される粒子の大きさが2nm以下である疲労特
性に優れた加工用熱延鋼板が得られている。
明の範囲外である。すなわち、鋼A−2は、仕上圧延終
了温度(FT)が本発明の範囲外であるのでフェライト
粒にひずみが残留して延性が低下するたけでなく低降伏
比(YR)も得られていない。鋼A−3は、熱間圧延後
の巻取温度(CT)が本発明の範囲外であるのでベイナ
イトが生成して目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られない。また、Cu単独
で構成される粒子の大きさが2nm以上になる。そのた
め十分な疲労限度比(σW/σB)が得られていない。
本発明の範囲外であるのでパーライトが生成してしまい
目的とするフェライト−マルテンサイトを主相とするミ
クロ組織が得られず低降伏比(YR)で十分な疲労限度
比も得られていない。鋼E−1は、Pの含有量が本発明
の範囲外であるのでPが粒界に偏析して粒界強度を低下
させるため十分な疲労限度比が得られていない。鋼G−
1は、Cuの含有量が本発明の範囲外であるので疲労特
性を改善する効果が少なく十分な疲労限度比が得られて
いない。
空冷時間が本発明の範囲外であるので目的とするフェラ
イト−マルテンサイトを主相とするミクロ組織が得られ
ず低降伏比で十分な疲労限度比も得られていない。鋼M
−1は、Bの含有量が本発明の範囲外であるのでCuと
複合添加されることで発現する疲労特性向上効果を得る
ことができず十分な疲労限度比も得られていない。鋼O
−1、鋼Q−1は、Si含有量が本発明の上限を超えて
いるのでスケールの性状が悪くなり表面性状が劣化する
ため十分な疲労限度比が得られていない。
を割っているのでフェライト変態の促進効果と未変態オ
ーステナイト中へのC元素の濃化による複合組織の生成
効果が得られず目的とするフェライト−マルテンサイト
を主相とするミクロ組織が得られず十分な疲労限度比も
得られていない。鋼V−1は、Mnの含有量が本発明の
範囲外であるので目的とする第二相のマルテンサイトを
十分に得られず低降伏比も得られていない。鋼Y−1
は、Cの含有量が本発明の範囲外であるのでミクロ組織
中のマルテンサイトの体積率が十分でなく低降伏比で十
分な疲労限度比も得られていない。
性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法を提供す
るものであり、これらの熱延鋼板を用いることにより、
伸びを始めとする加工性を十分に確保しつつ疲労特性の
大幅な改善が期待できるため、本発明は、工業的価値が
高い発明であると言える。
成される粒子の大きさと疲労限度比の関係で示す図であ
る。
と疲労限度比の関係で示す図である。
Claims (5)
- 【請求項1】 質量%にて、 C:0.03〜0.20%、 Si:0.1〜1.4%、 Mn:0.5〜3.0%、 P:≦0.02%、 S:≦0.01%、 Al:0.005〜0.1%、 Cu:0.2〜2.0%、 B:0.0002〜0.0020% を含み、残部がFe及び不可避的不純物からなる鋼であ
って、そのミクロ組織が、フェライトを主相とし、マル
テンサイトを第二相とする複合組織であり、フェライト
相におけるCuの存在状態は、Cu単独で構成される粒
子の大きさが2nm以下の固溶状態および/または析出
状態であることを特徴とする、疲労特性に優れた加工用
熱延鋼板。 - 【請求項2】 鋼が、さらに、質量%にて、 Ni:0.1〜1.0% を含有することを特徴とする、請求項1に記載の疲労特
性に優れた加工用熱延鋼板。 - 【請求項3】 鋼が、さらに、質量%にて、 Ca:0.005〜0.02%、 REM:0.005〜0.2% の一種または二種を含有することを特徴とする、請求項
1または請求項2に記載の疲労特性に優れた加工用熱延
鋼板。 - 【請求項4】 鋼が、さらに、質量%にて、 Mo:0.05〜0.2%、 V:0.02〜0.2%、 Ti:0.01〜0.2%、 Nb:0.01〜0.1%、 Cr:0.01〜0.3%、 Zr:0.02〜0.2% の一種または二種以上を含有することを特徴とする、請
求項1ないし請求項3のいずれか1項に記載の疲労特性
に優れた加工用熱延鋼板。 - 【請求項5】 請求項1ないし請求項4のいずれか1項
に記載の成分を有する鋼片の熱間圧延に際し、Ar3 変
態点以上で熱間仕上圧延を終了した後、Ar 3 変態点か
らAr1 変態点までの温度域で1〜10秒間空冷し、そ
の後、20℃/s以上の冷却速度で冷却して、350℃
以下の巻取温度で巻き取ることを特徴とする、そのミク
ロ組織が、フェライトを主相とし、マルテンサイトを第
二相とする複合組織であり、フェライト相におけるCu
の存在状態は、Cu単独で構成される粒子の大きさが2
nm以下の固溶状態および/または析出状態である疲労
特性に優れた加工用熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP00910998A JP3752071B2 (ja) | 1998-01-20 | 1998-01-20 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
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---|---|---|---|
JP00910998A JP3752071B2 (ja) | 1998-01-20 | 1998-01-20 | 疲労特性に優れた加工用熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH11199975A true JPH11199975A (ja) | 1999-07-27 |
JP3752071B2 JP3752071B2 (ja) | 2006-03-08 |
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ID=11711471
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---|---|
JP (1) | JP3752071B2 (ja) |
Cited By (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2001077400A1 (fr) * | 2000-04-07 | 2001-10-18 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a chaud, tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee par immersion a chaud ayant d'excellentes caracteristiques de durcissement au vieillissement par ecrouissage, et procede pour leur production |
WO2001081640A1 (fr) * | 2000-04-21 | 2001-11-01 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production |
JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
EP1264911A2 (en) * | 2001-06-06 | 2002-12-11 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
US8828154B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet |
-
1998
- 1998-01-20 JP JP00910998A patent/JP3752071B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
KR100664433B1 (ko) * | 2000-04-07 | 2007-01-03 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 변형 시효 경화 특성이 우수한 열연 강판, 냉연 강판 및용융 아연 도금 강판, 그리고 이들의 제조 방법 |
WO2001077400A1 (fr) * | 2000-04-07 | 2001-10-18 | Kawasaki Steel Corporation | Tole d'acier laminee a chaud, tole d'acier laminee a froid et tole d'acier galvanisee par immersion a chaud ayant d'excellentes caracteristiques de durcissement au vieillissement par ecrouissage, et procede pour leur production |
US6676774B2 (en) | 2000-04-07 | 2004-01-13 | Jfe Steel Corporation | Hot rolled steel plate and cold rolled steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics |
US6814819B2 (en) | 2000-04-07 | 2004-11-09 | Jfe Steel Corporation | Methods of manufacturing hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
US7396420B2 (en) | 2000-04-07 | 2008-07-08 | Jfe Steel Corporation | Hot-dip galvanized hot-rolled and cold-rolled steel sheets excellent in strain age hardening property |
JP2001355042A (ja) * | 2000-04-10 | 2001-12-25 | Kawasaki Steel Corp | プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2011017089A (ja) * | 2000-04-17 | 2011-01-27 | Jfe Steel Corp | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
WO2001081640A1 (fr) * | 2000-04-21 | 2001-11-01 | Nippon Steel Corporation | Plaque d'acier presentant une excellente aptitude a l'ebarbage et une resistance elevee a la fatigue, et son procede de production |
US6589369B2 (en) | 2000-04-21 | 2003-07-08 | Nippon Steel Corporation | High fatigue strength steel sheet excellent in burring workability and method for producing the same |
KR100441414B1 (ko) * | 2000-04-21 | 2004-07-23 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법 |
EP1264911A2 (en) * | 2001-06-06 | 2002-12-11 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
US6818074B2 (en) | 2001-06-06 | 2004-11-16 | Jfe Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
EP1264911A3 (en) * | 2001-06-06 | 2003-05-02 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
US8828154B2 (en) | 2005-03-31 | 2014-09-09 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, method for making the same, and worked body of hot-rolled steel sheet |
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