JPH1171635A - 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 - Google Patents
耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板Info
- Publication number
- JPH1171635A JPH1171635A JP10149569A JP14956998A JPH1171635A JP H1171635 A JPH1171635 A JP H1171635A JP 10149569 A JP10149569 A JP 10149569A JP 14956998 A JP14956998 A JP 14956998A JP H1171635 A JPH1171635 A JP H1171635A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- phase
- ferrite
- impact resistance
- steel
- 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
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims description 14
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 49
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 32
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 32
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 26
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 23
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 9
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 3
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 abstract 2
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 abstract 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 abstract 1
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 18
- 238000001816 cooling Methods 0.000 description 14
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 11
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 10
- 238000010586 diagram Methods 0.000 description 8
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 5
- LFYJSSARVMHQJB-QIXNEVBVSA-N bakuchiol Chemical compound CC(C)=CCC[C@@](C)(C=C)\C=C\C1=CC=C(O)C=C1 LFYJSSARVMHQJB-QIXNEVBVSA-N 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 4
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 3
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 3
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 description 3
- 238000011160 research Methods 0.000 description 3
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 description 3
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 3
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 2
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 239000000463 material Substances 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000000034 method Methods 0.000 description 2
- 239000003973 paint Substances 0.000 description 2
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 2
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 2
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 2
- OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N Carbon Chemical compound [C] OKTJSMMVPCPJKN-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910000885 Dual-phase steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000954 Medium-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N Nitric acid Chemical compound O[N+]([O-])=O GRYLNZFGIOXLOG-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N Sulphide Chemical compound [S-2] UCKMPCXJQFINFW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L barium sulfate Chemical compound [Ba+2].[O-]S([O-])(=O)=O TZCXTZWJZNENPQ-UHFFFAOYSA-L 0.000 description 1
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 1
- 239000003795 chemical substances by application Substances 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 1
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 235000019441 ethanol Nutrition 0.000 description 1
- 238000002474 experimental method Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000002401 inhibitory effect Effects 0.000 description 1
- 238000001000 micrograph Methods 0.000 description 1
- 239000003595 mist Substances 0.000 description 1
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 1
- 229910017604 nitric acid Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 238000005482 strain hardening Methods 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 230000003746 surface roughness Effects 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
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
- C22C38/18—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
- 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
- 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
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
安全基準にも耐え得る、耐衝撃特性に優れた高強度高加
工性冷延鋼板を提供する。 【解決手段】 C:0.05〜0.40mass%、 Si:1.0 〜3.0 mass%、 Mn:0.6 〜3.0 mass%、 Cr:0.02〜1.5 mass%、 P:0.010 〜0.20mass%、 Al:0.01〜0.3 mass% を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、しかも主相
がフェライトで、第2相がマルテンサイト、針状フェラ
イトおよび残留オーステナイトからなる鋼組織とする。
Description
しての用途に用いて好適な耐衝撃特性に優れた高強度高
加工性冷延鋼板に関するものである。
に優れる高強度薄鋼板に対する要求が殊の外強くなって
いる。また、最近では、自動車の安全性も重視され、そ
のためには衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特
性の向上も要求されている。そして、自動車の外内装板
としては、表面粗さの均一性および化成処理性の面で冷
延鋼板が有利である。
々の高強度冷延鋼板が開発されている。例えば、特公平
5-64215号公報および特開平4−333524号公報には、フ
ェライト、ベイナイトおよび3%以上の残留オーステナ
イトを含む組織になるいわゆるTransformation Induced
Plasticity鋼(以下、TRIP鋼という)の製造方法
が開示されている。しかしながら、このTRIP鋼は、
伸びが高く、成形性は良好ではある(TS×El≧ 22000 M
Pa・%)けれども、現在の厳しい耐衝撃特性を満足する
までにはいかないところに問題を残していた。また、プ
レス成形時における加工硬化量(WH)およびその後の
塗装焼付時における焼付硬化量(BH)が、70 MPa程度
と低いという問題もあった。この加工・焼付硬化量(W
H+BH)が低いと、加工−塗装焼付後における強度保
証の面での不利が大きい。
ては、例えば特開平9−111396号公報に開示されている
ような、フェライトとマルテンサイトの2相組織になる
いわゆるDual Phase鋼(以下DP鋼という)が知られて
いる。しかしながら、このDP鋼は、耐衝撃特性には優
れるものの、伸びが十分とはいえず、成形性の点に問題
を残していた。
までのところ、十分な成形性と厳しい安全性の両者を満
足する冷延鋼板は見当たらず、その開発が望まれてい
た。この発明は、上記の要望に有利に応えるもので、優
れた成形性と耐衝撃特性を兼ね備え(具体的には、強度
−伸びバランス(TS×El)が 24000 MPa・%以上、動的
n値が0.35以上)、しかも(WH+BH)が 100 MPa以
上と加工・焼付硬化量の点でも優れた、耐衝撃特性に優
れた高強度高加工性冷延鋼板を提案することを目的とす
る。
特性の指標として新たに見出したもので、この動的n値
を用いることによって、耐衝撃特性を従来よりも一層的
確に評価することができる。すなわち、従来、耐衝突安
全性については、強度との関連で考察され、単に強度が
大きければ耐衝突安全性も高いとされてきたが、強度と
耐衝突安全性とは必ずしも一義的な関係にあるわけでは
ないことが判明した。そこで、この点につき、鋭意研究
を重ねた結果、耐衝突安全性を向上させる、つまり高速
での変形時(自動車の衝突時にはひずみ速度
より多く吸収するためには、鋼板を
う)を高くすることが有効であることが解明されたので
ある。ここでは、伸び10%における瞬間n値を動的n値
とする。なお、この動的n値を高くすることは、高速変
形時における強度向上にも有効であることが併せて見出
されている。
緯について説明する。さて、発明者らは、上記の目的を
達成すべく、まず従来鋼であるTRIP鋼について、そ
の組織と特性との関係について調査した。その結果、T
RIP鋼においては、成形性の向上に有利な残留オース
テナイトを十分な量得るために、ベイナイト相を生成さ
せることが不可欠とされてきたが、このベイナイト相が
耐衝撃特性を劣化させる原因になっていることが判明し
たのである。
相とくに炭化物の生成を抑制したところ、すなわち、主
相であるフェライト以外の第2相を、従来のベイナイト
+残留オーステナイトから、針状フェライト+マルテン
サイト+残留オーステナイトの混合組織に変更したとこ
ろ、所期した目的の達成に関し、望外の成果が得られた
のである。この発明は、上記の知見に立脚するものであ
る。
を主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび
残留オーステナイトからなる第2相を有することを特徴
とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板であ
る。
した基本組成の他、強度改善成分として Ti:0.005 〜0.25mass%、 Nb:0.003 〜0.1 mass% のうちから選んだ少なくとも一種を、またさらには加工
性改善成分として Ca:0.1 mass%以下、 Rem:0.1 mass%以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有させることがで
きる。
める第2相の比率を3〜40%とすることが好ましく、さ
らに第2相における各相の比率については、マルテンサ
イト:10〜80%、残留オーステナイト:8〜30%、針状
フェライト:5〜60%とすることが好ましい。
る。図1に、従来のTRIP鋼の代表的な連続冷却変態
曲線図(CCT図)を示す。同図に示したとおり、従来
のTRIP鋼は、連続焼鈍時、(α+γ)2相域に加熱
した後、 400℃付近まで急冷してベイナイト変態域に導
き、この温度域に数分間保持することによってベイナイ
ト変態を生じさせつつ、未変態のオーステナイトに固溶
炭素を濃縮させて安定化し、その後に室温まで冷却する
ことによって数%以上のオーステナイトを残留させてい
た。しかしながら、このようにして製造されたTRIP
鋼は、強度および加工性の面では優れるものの、十分な
耐衝撃特性が得られないことは前述したとおりである。
避すべく数多くの実験と検討を重ねた結果、(1) 鋼成分
としてCrを少量含有させると、上記CCT図におけるベ
イナイト変態域のノーズが長時間側に後退して、ベイナ
イトの形成(特に炭化物の析出)が抑制され、代わりに
針状フェライト(アシキュラーフェライトともいう)が
析出する、(2) 冷延鋼板の連続焼鈍プロセスでは、2相
域保持により所定の分量のフェライトおよびオーステナ
イトへの分離がなされているので、冷却中にフェライト
を生成させる必要がないことが、熱延プロセスとの大き
な違いであるが、このような場合に、Crを単独で添加し
ただけでは、パーライト変態が短時間側に移行するた
め、第2相中にパーライトが混入する。このように、パ
ーライトが混入した場合には、ベイナイトの生成を抑制
したとしても、十分満足するほどの特性は得られない、
(3) しかしながら、Crと共に、Pを少量添加すると、か
ようなパーライト変態が抑制され、第2相として、針状
フェライト、残留オーステナイトおよびマルテンサイト
からなる混合組織が形成される、(4) かようにして形成
された、針状フェライト、残留オーステナイトおよびマ
ルテンサイトからなる第2相は、成形性を阻害すること
なしに、耐衝撃特性を格段に向上させることを究明した
のである。
CCT図を示す。同図に示したとおり、CrとPを少量添
加することによってベイナイト変態域のノーズが後退
し、代わりに針状フェライト域が顕著に出現するので、
この針状フェライト域に短時間保持し、その後に急冷す
ることによって、第2相を針状フェライト、残留オース
テナイトおよびマルテンサイトからなる混合組織とする
ことができ、かくして優れた成形性と耐衝撃特性とを兼
ね備えた冷延鋼板を得ることができたのである。
径が概ね10μm 以下、アスペクト比が1:1.5 以上、そ
してセメンタイト析出量が5%以下のものをいう。な
お、従来のTRIP鋼のベイナイト中には、セメンタイ
トの析出が多く認められる(10%以上)ので、この発明
の針状フェライトとTRIP鋼のベイナイトとは明確に
区別されるものである。
相の特徴的な相構成を、また図3(b) には、従来のTR
IP鋼の第2相の相構成を、それぞれ模式で示す。従来
のTRIP鋼の第2相は、ベイナイト中に残留オーステ
ナイトが点在する相構成になっているのに対し、この発
明の第2相は、針状フェライトとマルテンサイトが層状
にならび、その界面(マルテンサイト側)に残留オース
テナイトが点在する形態になっている。このように、第
2相中に針状フェライトを析出させたことが、この発明
の特徴の一つであり、この針状フェライト相がTS×Elを
増加させると共に、動的n値を向上させるものと考えら
れる。さらに、適量のマルテンサントと針状フェライト
が層状にならぶことにより、詳細な理由は不明である
が、100 MPa 以上の大きな(WH+BH)を得ることが
できた。なお、発明者らの知見によれば、針状フェライ
トとマルテンサイトの界面面積率が大きくなるほど、動
的n値は大きくなる傾向にあることが確認されている。
織中に占める比率は3〜40%とすることが好ましい。と
いうのは、相比率が3%に満たないと十分な耐衝撃特性
が得られず、一方40%を超えると伸びひいては強度−伸
びバランスがが低下するからである。より好ましい比率
は10〜30%である。なお、この発明において、相比率
は、鋼試料を研磨後、2%硝酸+エチルアルコール溶液
でエッチングし、顕微鏡写真を画像解析することにより
算出した。
は、マルテンサイト:10〜80%(好ましくは30〜60
%)、残留オーステナイト:8〜30%(好ましくは10〜
20%)、針状フェライト:5〜60%(好ましくは20〜50
%)とすることが望ましい。というのは、マルテンサイ
トの比率が10%に満たないと十分な耐衝撃特性が得られ
ず、一方80%を超えると伸びひいては強度−伸びバラン
スが低下するからである。また、残留オーステナイトの
比率が8%に満たないと十分な伸びが得られず、一方30
%を超えると耐衝撃特性が低下するからである。さら
に、針状フェライトの比率が5%に満たないとやはり良
好な耐衝撃特性が得られず、一方60%を超えると伸びが
低下するからである。
ては、マルテンサイトおよび針状フェライトはそれぞれ
5〜15%、残留オーステナイトは2〜10%程度とするの
が好適である。また、この発明において、鋼組織は全
て、主相であるフェライトと、第2相であるマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイトの混合
相からなっているとは限らず、ベイナイト相などが若干
析出する場合もあるが、かような第3相が混入しても、
その比率が第2相全体の10%以下であれば特性上何ら問
題はない。
を前記の範囲に限定した理由について説明する。 C:0.05〜0.40mass% Cは、鋼の強化に有効に寄与するだけでなく、残留オー
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が0.05mass%未満では、その効果に乏しく、
一方0.40mass%を超えると延性を低下させるので、C量
は0.05〜0.40mass%の範囲に限定した。
り、そのためには少なくとも 1.0mass%の添加を必要と
するが、 3.0mass%を超える添加は、延性の低下を招く
だけでなく、スケール性状を低下させ表面品質上も問題
となるので、Si含有量は 1.0〜3.0 mass%の範囲に限定
した。
ステナイトを得る上でも有用な元素である。しかしなが
ら、含有量が 0.6mass%未満ではその効果に乏しく、一
方 3.0mass%を超えると延性の低下を招くので、Mn量は
0.6〜3.0 mass%の範囲に限定した。
添加することによって前述したように、第2相が針状フ
ェライト化する。そのためには、少なくとも0.02mass%
の添加が必要であるが、 1.5mass%を超えて添加すると
粗大なCr炭化物が生成すると共にパーライトの生成が進
行して、延性が阻害されるだけでなく、強度−伸びバラ
ンス、動的n値および(WH+BH)とも低下するの
で、Cr量は0.02〜1.5 mass%の範囲に限定した。好まし
くは0.03〜1.2 mass%である。
するだけでなく、Crの単独添加時における延性の劣化原
因であるパーライト変態を抑制し、第2相をマルテンサ
イト、針状フェライトおよび残留オーステナイト主体の
組織として、強度−伸びバランスを改善すると共に動的
n値および(WH+BH)を向上させる有用元素であ
る。上記の効果を得るためには、少なくとも 0.010mass
%の添加を必要とするが、0.20mass%を超えて多量に添
加すると溶接性の劣化をきたすので、P量は 0.010〜0.
20mass%の範囲に限定した。好ましい範囲が0.02〜0.10
mass%である。
て、Cr量と強度−伸びバランスおよび動的n値との関係
について調べた結果を示す。図4,5より明らかなよう
に、Cr含有量が0.02〜1.5 mass%で、かつP含有量が
0.010mass%以上の範囲で、TS×El≧24000 (MPa・%)、
動的n値≧0.35の優れた加工性および耐衝撃特性が得ら
れている。特に、P量が 0.020mass%以上では、動的n
値≧0.37とさらに優れた特性値を得ることができた。
とも0.01mass%の含有を必要とするが、 0.3mass%を超
えて添加してもその効果は飽和に達し、むしろコスト面
での不利が著しいので、Al量は0.01〜0.3 mass%の範囲
に限定した。
発明では、その他、強度改善成分としてTiやNbを、また
加工性改善成分としてCaやRem を、以下の範囲で適宜含
有させることができる。 Ti:0.005 〜0.25mass%、Nb:0.003 〜0.1 mass% TiおよびNbはいずれも、強度の向上に有効に寄与するの
で、必要に応じて添加することができる。しかしなが
ら、含有量があまりに少ないとその添加効果に乏しく、
一方過度の添加は延性の低下を招くので、それぞれ上記
の範囲で含有させることが好ましい。また、これらのTi
やNbは、この発明のような中炭素鋼の熱間圧延時に発生
し易いエッジ部での粒界割れを防止する上でも有効であ
る。
加工性とくに伸びフランジ特性の向上に有効に寄与す
る。しかしながら、含有量がそれぞれ 0.1mass%を超え
ると効果が飽和に達するだけでなく、熱間圧延中に割れ
が生じ易くなるので、いずれも 0.1mass%以下で含有さ
せることが好ましい。なお、Ca, Rem とも、上記の効果
を安定して得るには、0.0003mass%以上添加することが
好ましい。
すると、この発明鋼は、要するに、第2相としてマルテ
ンサイト、針状フェライトおよび残留オーステナイトか
らなる混合組織を形成させれば良いのであるから、前掲
図2に示した冷却曲線に沿って、冷却させれば良い。す
なわち、常法に従い熱間圧延を施して得た熱延板を、酸
洗等でデスケーリングしたのち、30%以上好ましくは50
〜80%の圧下率で冷間圧延を施して冷延板とする。つい
で、得られた冷延板を、連続焼鈍で 740〜820 ℃程度の
フェライトとオーステナイトの2相域に加熱し、その温
度に保持するかまたは10℃/秒以下の速度での徐冷を経
て、 600℃以上の温度から 350〜450 ℃の針状フェライ
ト域まで20〜60℃/秒の速度で冷却し、この温度に 0.5
〜5分間保持(または緩冷却)する。その後、50℃/秒
以下の速度で室温まで冷却することによって、針状フェ
ライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトから
なる第2相を形成させるのである。
して特徴的なのは、 350〜450 ℃までの冷却速度が、前
掲した特公平5-64215号公報や特開平4−333524号公報
等に開示の従来技術に比べて比較的遅い速度で、所望の
効果が達成できる点である。すなわち、従来技術では、
前者が50℃/秒以上、また後者が10〜200 ℃/秒程度の
速度で冷却して、ベイナイトと残留オーステナイトを主
体とする第2相を形成させていた。これに対し、この発
明では、冷却速度の上限を60℃/秒と低くして、所定の
組織を得ようとするものであり、冷却手段として、高コ
ストの水冷却やミスト冷却の必要がなく、ガスジェット
やロール冷却で十分なので、コストは勿論のこと、表面
性状の面でも優れている。
の保持時間については、上限を6分とすることが肝要で
ある。というのは、針状フェライト域での保持時間があ
まりに長くなると、ベイナイトが生成し、所望組織の第
2相が得られなくなるからである。なお、上掲した従来
技術における保持時間の上限がそれぞれ、10分, 20分で
あることから見ても、第2相組織がこの発明と従来技術
とでは全く異なることは明白である。
を、1200℃に加熱後、 860℃の仕上げ温度で熱間仕上げ
圧延を終了したのち、 580℃でコイルに巻取り、厚み:
3.2mmの熱延鋼板とした。ついで、酸洗後、 1.2mmまで
冷間圧延した。その後、連続焼鈍炉で 800℃まで10℃/
秒の速度で加熱し、この温度に40秒間保持したのち、 6
35℃まで4℃/秒の速度徐冷し、ついで 410℃の針状フ
ェライト域まで43℃/秒の速度で冷却し、この温度に 1
80秒間保持したのち、10℃/秒の速度で室温まで冷却し
た。その後、 1.0%の調質圧延を施した。
し、それらの試験片について、ひずみ速度:2×10-2/s
の条件で引張試験を実施し、降伏強さ(YS)、引張強さ(T
S)および伸び(El)を求めた。また、ホプキンソンプレッ
シャーバー試験材(材料とプロセス vol.9 (1996)P.110
8〜1111)を用いて、ひずみ速度:2×103/s の条件で
引張試験を実施し、伸びが10%の時の瞬間n値(動的n
値)を求めた。さらに、下穴径:10mm、クリアランス:
12.5%の条件で頂角:60°の円錐ポンチにより穴拡げ試
験を行い、下記式に従って伸びフランジ特性を求めた。 伸びフランジ特性 λ=〔(d1 −d0 )/d0 〕× 100 (%) ここで d0 : 下穴径 d1 : 穴拡げ時の穴周部に板厚を貫通する亀裂が発生し
た時の穴径 またさらに、プレス成形時における加工硬化量(WH)
およびその後の塗装焼付時(170℃)における焼付硬化量
(BH)についても測定した。なお、WH、BHは、ひ
ずみ速度:2×10-2/sの引張試験機を用い、図6によ
り求めた。各冷延鋼板について、鋼組織、TS×Elバラン
ス、動的n値、伸びフランジ特性およびWH+BHにつ
いて調べた結果を、表2および表3に示す。
従い、第2相として、マルテンサイト、針状フェライト
および残留オーステナイトの混合組織を形成させたもの
はいずれも、TS×El≧ 24000 MPa・%、動的n値≧0.35
の優れた強度−伸びバランスおよび耐衝撃特性が得られ
ただけでなく、WH+BH≧100 MPa という良好な加工
・焼付硬化性も併せて得られていた。さらに、CaやRem
を添加した場合には、伸びフランジ特性も向上させるこ
とができた。
ライトとし、かつ第2相をマルテンサイト、針状フェラ
イトおよび残留オーステナイトの混合組織とすることに
より、優れた成形性と耐衝撃特性とを兼ね備えた冷延鋼
板を得ることができる。
図(CCT図)である。
曲線図(CCT図)である。
相構成および(b) 従来のTRIP鋼の第2相の相構成を
示す模式図である。
パラメータとして示したグラフである。
として示したグラフである。
の説明図である。
Claims (3)
- 【請求項1】 C:0.05〜0.40mass%、 Si:1.0 〜3.0 mass%、 Mn:0.6 〜3.0 mass%、 Cr:0.02〜1.5 mass%、 P:0.010 〜0.20mass%、 Al:0.01〜0.3 mass% を含有し、残部は実質的にFeの組成になり、フェライト
を主相として、マルテンサイト、針状フェライトおよび
残留オーステナイトからなる第2相を有することを特徴
とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板。 - 【請求項2】 請求項1において、鋼組成が、さらに Ti:0.005 〜0.25mass%、 Nb:0.003 〜0.1 mass% のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷
延鋼板。 - 【請求項3】 請求項1または2において、鋼組成が、
さらに Ca:0.1 mass%以下、 Rem:0.1 mass%以下 のうちから選んだ少なくとも一種を含有する組成になる
ことを特徴とする耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷
延鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP14956998A JP3320014B2 (ja) | 1997-06-16 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP15838997 | 1997-06-16 | ||
JP9-158389 | 1997-06-16 | ||
JP14956998A JP3320014B2 (ja) | 1997-06-16 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPH1171635A true JPH1171635A (ja) | 1999-03-16 |
JP3320014B2 JP3320014B2 (ja) | 2002-09-03 |
Family
ID=15670667
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP14956998A Expired - Fee Related JP3320014B2 (ja) | 1997-06-16 | 1998-05-29 | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6210496B1 (ja) |
EP (1) | EP0922782B1 (ja) |
JP (1) | JP3320014B2 (ja) |
KR (1) | KR100527996B1 (ja) |
CN (1) | CN1083903C (ja) |
AU (1) | AU724778B2 (ja) |
BR (1) | BR9806046A (ja) |
DE (1) | DE69828865T2 (ja) |
WO (1) | WO1998058094A1 (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JP2021528562A (ja) * | 2018-06-19 | 2021-10-21 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 980MPa以上の冷間圧延または亜鉛めっき二相鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (31)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
FR2796966B1 (fr) * | 1999-07-30 | 2001-09-21 | Ugine Sa | Procede de fabrication de bandes minces en acier de type "trip" et bandes minces ainsi obtenues |
GB0005023D0 (en) * | 2000-03-03 | 2000-04-26 | British Steel Ltd | Steel composition and microstructure |
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 |
JP4524850B2 (ja) * | 2000-04-27 | 2010-08-18 | Jfeスチール株式会社 | 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法 |
CA2387322C (en) * | 2001-06-06 | 2008-09-30 | Kawasaki Steel Corporation | High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same |
EP1288322A1 (en) | 2001-08-29 | 2003-03-05 | Sidmar N.V. | An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained |
KR100949694B1 (ko) * | 2002-03-29 | 2010-03-29 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 초미세입자 조직을 갖는 냉연강판 및 그 제조방법 |
JP3840436B2 (ja) | 2002-07-12 | 2006-11-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板 |
JP3828466B2 (ja) * | 2002-07-29 | 2006-10-04 | 株式会社神戸製鋼所 | 曲げ特性に優れた鋼板 |
EP1431406A1 (en) | 2002-12-20 | 2004-06-23 | Sidmar N.V. | A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products |
WO2005038064A1 (ja) * | 2003-10-17 | 2005-04-28 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 |
US20070163687A1 (en) * | 2004-04-28 | 2007-07-19 | Nobutaka Kurosawa | Component for machine structural use and method for making the same |
US7959747B2 (en) * | 2004-11-24 | 2011-06-14 | Nucor Corporation | Method of making cold rolled dual phase steel sheet |
US7442268B2 (en) * | 2004-11-24 | 2008-10-28 | Nucor Corporation | Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet |
US8337643B2 (en) * | 2004-11-24 | 2012-12-25 | Nucor Corporation | Hot rolled dual phase steel sheet |
JP4288364B2 (ja) * | 2004-12-21 | 2009-07-01 | 株式会社神戸製鋼所 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板 |
KR100723155B1 (ko) * | 2005-12-21 | 2007-05-30 | 주식회사 포스코 | 저항복비 열연강판 및 그 제조방법 |
EP1975266B1 (en) * | 2005-12-28 | 2012-07-11 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Ultrahigh-strength steel sheet |
US7608155B2 (en) * | 2006-09-27 | 2009-10-27 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
US11155902B2 (en) | 2006-09-27 | 2021-10-26 | Nucor Corporation | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same |
WO2009048838A1 (en) | 2007-10-10 | 2009-04-16 | Nucor Corporation | Complex metallographic structured steel and method of manufacturing same |
US20090236068A1 (en) | 2008-03-19 | 2009-09-24 | Nucor Corporation | Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls |
RU2491149C2 (ru) * | 2008-03-19 | 2013-08-27 | Ньюкор Корпорейшн | Устройство для литья полосы с позиционированием литейных валков |
CA2718304C (en) * | 2008-03-27 | 2012-03-06 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability,and methods for manufacturing the same |
US20090288798A1 (en) * | 2008-05-23 | 2009-11-26 | Nucor Corporation | Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip |
KR20140006073A (ko) * | 2011-04-28 | 2014-01-15 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 열간 프레스 성형품, 그 제조 방법 및 열간 프레스 성형용 박강판 |
EP2684975B1 (de) * | 2012-07-10 | 2016-11-09 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung |
CN103805838B (zh) | 2012-11-15 | 2017-02-08 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种高成形性超高强度冷轧钢板及其制造方法 |
TWI465586B (zh) * | 2013-02-07 | 2014-12-21 | China Steel Corp | 低降伏比鋼材及其製造方法 |
KR101594670B1 (ko) * | 2014-05-13 | 2016-02-17 | 주식회사 포스코 | 연성이 우수한 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 |
CN110016615B (zh) * | 2019-04-26 | 2021-04-20 | 本钢板材股份有限公司 | 一种冷轧双相钢dp780及其柔性化生产方法 |
Citations (3)
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 |
JPS6479322A (en) * | 1987-09-21 | 1989-03-24 | Kobe Steel Ltd | Production of composite structure high-strength cold rolled steel sheet having excellent bulging property and fatigue characteristic |
JPH03277743A (ja) * | 1990-03-27 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61217529A (ja) | 1985-03-22 | 1986-09-27 | Nippon Steel Corp | 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法 |
US5043028A (en) * | 1990-04-27 | 1991-08-27 | Applied Process | High silicon, low carbon austemperable cast iron |
JP3038040B2 (ja) | 1991-05-02 | 2000-05-08 | オリンパス光学工業株式会社 | 内視鏡収納ケースと内視鏡消毒装置 |
JPH04333524A (ja) * | 1991-05-09 | 1992-11-20 | Nippon Steel Corp | 優れた延性を有する高強度複合組織鋼板の製造方法 |
JPH05195149A (ja) * | 1992-01-21 | 1993-08-03 | Nkk Corp | 曲げ加工性及び衝撃特性の優れた超高強度冷延鋼板 |
EP0559225B1 (en) * | 1992-03-06 | 1999-02-10 | Kawasaki Steel Corporation | Producing steel sheet having high tensile strength and excellent stretch flanging formability |
KR970001411B1 (ko) * | 1992-06-22 | 1997-02-06 | 신니뽄 세이데스 가부시끼가이샤 | 우수한 소부 경화능 및 시효 특성을 가지는 냉연 강판, 핫 딮 아연-도금 냉연 강판 및 그의 제조방법 |
US5690755A (en) * | 1992-08-31 | 1997-11-25 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet having excellent bake hardenability, non-aging properties at room temperature and good formability and process for producing the same |
US5634988A (en) * | 1993-03-25 | 1997-06-03 | Nippon Steel Corporation | High tensile steel having excellent fatigue strength at its weld and weldability and process for producing the same |
JP3044641B2 (ja) * | 1993-04-14 | 2000-05-22 | 新日本製鐵株式会社 | 著しく高い塗装焼付硬化性能を有する常温非時効性冷延鋼板 |
CN1040343C (zh) * | 1993-04-26 | 1998-10-21 | 新日本制铁株式会社 | 具有优越的外卷边性能的薄钢板及其制造方法 |
TW363082B (en) * | 1994-04-26 | 1999-07-01 | Nippon Steel Corp | Steel sheet having high strength and being suited to deep drawing and process for producing the same |
JP3039842B2 (ja) * | 1994-12-26 | 2000-05-08 | 川崎製鉄株式会社 | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
JP3582182B2 (ja) | 1995-10-11 | 2004-10-27 | Jfeスチール株式会社 | 耐衝撃性に優れる冷延鋼板ならびにその製造方法 |
JP4082464B2 (ja) * | 1995-12-28 | 2008-04-30 | Jfeスチール株式会社 | 高強度高靭性大径溶接鋼管の製造方法 |
JP3755301B2 (ja) * | 1997-10-24 | 2006-03-15 | Jfeスチール株式会社 | 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1998
- 1998-05-29 JP JP14956998A patent/JP3320014B2/ja not_active Expired - Fee Related
- 1998-06-09 AU AU75530/98A patent/AU724778B2/en not_active Ceased
- 1998-06-09 KR KR10-1999-7001254A patent/KR100527996B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1998-06-09 US US09/230,888 patent/US6210496B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-06-09 EP EP98923187A patent/EP0922782B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1998-06-09 BR BR9806046-5A patent/BR9806046A/pt not_active IP Right Cessation
- 1998-06-09 WO PCT/JP1998/002546 patent/WO1998058094A1/ja active IP Right Grant
- 1998-06-09 DE DE69828865T patent/DE69828865T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1998-06-09 CN CN98801158A patent/CN1083903C/zh not_active Expired - Lifetime
Patent Citations (3)
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 |
JPS6479322A (en) * | 1987-09-21 | 1989-03-24 | Kobe Steel Ltd | Production of composite structure high-strength cold rolled steel sheet having excellent bulging property and fatigue characteristic |
JPH03277743A (ja) * | 1990-03-27 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
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 |
JP2021528562A (ja) * | 2018-06-19 | 2021-10-21 | 宝山鋼鉄股▲分▼有限公司 | 980MPa以上の冷間圧延または亜鉛めっき二相鋼板の製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US6210496B1 (en) | 2001-04-03 |
EP0922782A1 (en) | 1999-06-16 |
KR20000068162A (ko) | 2000-11-25 |
WO1998058094A1 (fr) | 1998-12-23 |
AU7553098A (en) | 1999-01-04 |
AU724778B2 (en) | 2000-09-28 |
KR100527996B1 (ko) | 2005-11-09 |
CN1236402A (zh) | 1999-11-24 |
CN1083903C (zh) | 2002-05-01 |
EP0922782A4 (en) | 2003-08-27 |
DE69828865D1 (de) | 2005-03-10 |
EP0922782B1 (en) | 2005-02-02 |
JP3320014B2 (ja) | 2002-09-03 |
BR9806046A (pt) | 1999-08-31 |
DE69828865T2 (de) | 2006-03-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP3320014B2 (ja) | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性冷延鋼板 | |
KR101912512B1 (ko) | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
JP4470701B2 (ja) | 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JP5858174B2 (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
KR101515730B1 (ko) | 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
CN111406124B (zh) | 高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
JP4962440B2 (ja) | 高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP2003253385A (ja) | 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
JPH11189842A (ja) | 耐衝撃特性、強度−伸びバランス、耐疲労特性および穴拡げ性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6098537B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
US11186900B2 (en) | High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
JP2987815B2 (ja) | プレス成形性および耐二次加工割れ性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
JP2017025397A (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP4192688B2 (ja) | 高強度冷延鋼板 | |
JP2007177293A (ja) | 超高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP2005171319A (ja) | 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 | |
JP3400351B2 (ja) | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板の製造方法 | |
EP3572546B1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same | |
JP3684850B2 (ja) | 耐衝撃特性および材質均一性に優れた高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP3320013B2 (ja) | 耐衝撃特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板 | |
JPH1150186A (ja) | 耐衝撃特性に優れかつ降伏比が低い高強度高加工性熱延鋼板 | |
JPH1161330A (ja) | 耐衝撃特性及び加工時の摺動性に優れる高強度高加工性鋼板 | |
JPH1150197A (ja) | 耐衝撃特性および耐疲労特性に優れた高強度高加工性熱延鋼板 | |
JPH1180893A (ja) | 耐衝撃特性に優れかつ板クラウンが良好な高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP2005256066A (ja) | 高速変形特性および伸び特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20020604 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080621 Year of fee payment: 6 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090621 Year of fee payment: 7 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100621 Year of fee payment: 8 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110621 Year of fee payment: 9 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120621 Year of fee payment: 10 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130621 Year of fee payment: 11 |
|
FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140621 Year of fee payment: 12 |
|
LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |