JP2001220641A - 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 - Google Patents
延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法Info
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- JP2001220641A JP2001220641A JP2000024634A JP2000024634A JP2001220641A JP 2001220641 A JP2001220641 A JP 2001220641A JP 2000024634 A JP2000024634 A JP 2000024634A JP 2000024634 A JP2000024634 A JP 2000024634A JP 2001220641 A JP2001220641 A JP 2001220641A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 TS×Elが 21000 MPa・％以上で、かつYRが70
％以下という良好な強度−伸びバランス特性と低い降伏
比を併せ持つ高強度薄鋼板を提供する。 【解決手段】 質量百分率で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：
0.1 〜2.0 ％、Mn：0.5〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％お
よびAl：0.10％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物の組成になり、ポリゴナルフェライトよりなる主
相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイ
トよりなる第２相とからなる鋼組織を有する薄鋼板にお
いて、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を 0.8
μm 以上 2.5μm 以下とし、また上記第２相を上記ポリ
ゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布さ
せ、さらに上記第２相の占積率を５ vol％以上、 20vol
％以下で、かつ上記第２相の幅を平均で 0.4μm 以下と
する。
％以下という良好な強度−伸びバランス特性と低い降伏
比を併せ持つ高強度薄鋼板を提供する。 【解決手段】 質量百分率で、Ｃ：0.05〜0.25％、Si：
0.1 〜2.0 ％、Mn：0.5〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％お
よびAl：0.10％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的
不純物の組成になり、ポリゴナルフェライトよりなる主
相と、マルテンサイトおよび／または残留オーステナイ
トよりなる第２相とからなる鋼組織を有する薄鋼板にお
いて、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径を 0.8
μm 以上 2.5μm 以下とし、また上記第２相を上記ポリ
ゴナルフェライトの結晶粒界に網目状に連結して分布さ
せ、さらに上記第２相の占積率を５ vol％以上、 20vol
％以下で、かつ上記第２相の幅を平均で 0.4μm 以下と
する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に自動車用鋼板
としての使用に供して好適な、延性に優れ、しかも降伏
比の低い高強度薄鋼板およびおよび高強度亜鉛めっき薄
鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。
としての使用に供して好適な、延性に優れ、しかも降伏
比の低い高強度薄鋼板およびおよび高強度亜鉛めっき薄
鋼板ならびにそれらの製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃料消費の低減および衝突時に
おける安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用さ
れる鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成する
ことが求められる。このような目的で開発された鋼とし
ては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を
有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェラ
イト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組
織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
おける安全性の向上の観点から、自動車の車体に使用さ
れる鋼板には、高強度化と高延性化とを同時に達成する
ことが求められる。このような目的で開発された鋼とし
ては、フェライトとマルテンサイトを主体とする組織を
有する複合組織鋼板（以下、ＤＰ鋼と呼ぶ）や、フェラ
イト、ベイナイトおよび残留オーステナイトからなる組
織を有するＴＲＩＰ鋼が知られている。
【０００３】上記の鋼のうち、ＤＰ鋼は、降伏比YR（＝
降伏強さYS／引張強さTS）×100 が70％以下と低く、形
状凍結性には優れるものの、延性の点でＴＲＩＰ鋼より
劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 19000
MPa・％程度が限界であった。一方、ＴＲＩＰ鋼は、変
形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態する
ことで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超える
ことが可能である。
降伏強さYS／引張強さTS）×100 が70％以下と低く、形
状凍結性には優れるものの、延性の点でＴＲＩＰ鋼より
劣り、その強度と延性とのバランス（TS×El）は 19000
MPa・％程度が限界であった。一方、ＴＲＩＰ鋼は、変
形時に残留オーステナイトがマルテンサイトに変態する
ことで高延性を示し、TS×Elが 20000 MPa・％を超える
ことが可能である。
【０００４】例えば、特開平３−10049 号公報には、
Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80
％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延
し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開
始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度
で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却し
て350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェラ
イトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積
率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オー
ステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の
残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱
延鋼板の製造方法が開示されている。そして、この熱延
鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが
可能である。
Ｃ, Si, Mnを基本成分として含有する鋼を、圧下率：80
％以上、圧延終了温度：780 〜900 ℃で熱間仕上圧延
し、仕上圧延終了後、40℃/s未満の冷却速度で冷却を開
始し、仕上圧延温度や仕上圧延速度から決まる所定温度
で冷却を終了し、ついで冷却速度：40℃/s以上で冷却し
て350 〜500 ℃で巻取ることにより、ポリゴナルフェラ
イトの占積率が61％以下、ポリゴナルフェライトの占積
率と粒径の比が18以上で、しかもベイナイトと残留オー
ステナイトとからなる第２相を有し、かつ該第２相中の
残留オーステナイトが５％以上である鋼組織を有する熱
延鋼板の製造方法が開示されている。そして、この熱延
鋼板では、TS×El＝20000MPa・％程度を達成することが
可能である。
【０００５】また、特開平９−104947号公報には、TS×
T.El≧2000 kgf/mm2・％（19600MPa・％）とし、さらに
伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的
として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量
％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01
重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とす
る鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡ
r3−50〜Ａr3＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の
仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２
段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライ
ト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成さ
れ、かつフェライト占積率（ＶF ）とフェライト粒径
（ｄF ）の比（ＶF ／ｄF ）が20以上で、２μm 以下の
残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得
る技術が開示されている。
T.El≧2000 kgf/mm2・％（19600MPa・％）とし、さらに
伸びフランジ性を向上させた熱延鋼板を得ることを目的
として、Ｃ：0.05〜0.15重量％、Si：0.5 〜3.0 重量
％、Mn：0.5 〜3.0 重量％、Ｐ≦0.02重量％、Ｓ≦0.01
重量％、Al：0.005 〜0.10重量％およびFeを主成分とす
る鋼を、熱間圧延するに当たり、仕上圧延終了温度をＡ
r3−50〜Ａr3＋50℃の範囲として全圧下率が80％以上の
仕上圧延を行い、仕上圧延終了後、１段冷却あるいは２
段冷却あるいは３段冷却を行うことにより、フェライ
ト、ベイナイト、残留オーステナイトの３相で構成さ
れ、かつフェライト占積率（ＶF ）とフェライト粒径
（ｄF ）の比（ＶF ／ｄF ）が20以上で、２μm 以下の
残留オーステナイト占積率が５％以上となる鋼組織を得
る技術が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、自動車
の車体軽量化のために、鋼板強度が 400 MPa級のものを
１ゲージダウンしようとすると、590 MPa 以上の高い強
度を有し、かつTS×Elが21000MPa・％を超える高強度鋼
板が必要となる。この点、上記した特開平３−10049 号
公報に開示の鋼板のTS×Elは 20000 MPa・％程度であ
り、この要求を満たしていない。また、特開平９−1049
47号公報では、TS×Elは 21000 MPa・％を超える例が記
載されているものの、降伏比YRは低くても70％程度であ
り、プレス加工時に大きな負荷がかかったり、あるいは
大きなスプリングバックが生じたりして、部品の寸法精
度が低下する等の問題を含んでおり、実用化には問題が
あった。
の車体軽量化のために、鋼板強度が 400 MPa級のものを
１ゲージダウンしようとすると、590 MPa 以上の高い強
度を有し、かつTS×Elが21000MPa・％を超える高強度鋼
板が必要となる。この点、上記した特開平３−10049 号
公報に開示の鋼板のTS×Elは 20000 MPa・％程度であ
り、この要求を満たしていない。また、特開平９−1049
47号公報では、TS×Elは 21000 MPa・％を超える例が記
載されているものの、降伏比YRは低くても70％程度であ
り、プレス加工時に大きな負荷がかかったり、あるいは
大きなスプリングバックが生じたりして、部品の寸法精
度が低下する等の問題を含んでおり、実用化には問題が
あった。
【０００７】従って、板厚が1.4 mm程度の薄物で、引張
強度TSが 590 MPa以上で、かつTS×Elが 21000 MPa・％
以上の強度−伸びバランスを有し、しかも降伏比YRが70
％以下である鋼板、すなわちＤＰ鋼とＴＲＩＰ鋼の特徴
を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができれば、自
動車の軽量化ひいてはエネルギーの向上に大きく寄与す
ることが可能となる。そこで、本発明は、TS≧590 MPa
、TS×El≧21000MPa・％でかつ、降伏比≦70％という
優れた特性を有する薄鋼板および亜鉛めっき薄鋼板を、
それらの製造方法と共に提案することを目的とする。
強度TSが 590 MPa以上で、かつTS×Elが 21000 MPa・％
以上の強度−伸びバランスを有し、しかも降伏比YRが70
％以下である鋼板、すなわちＤＰ鋼とＴＲＩＰ鋼の特徴
を兼ね備えた高強度鋼板を製造することができれば、自
動車の軽量化ひいてはエネルギーの向上に大きく寄与す
ることが可能となる。そこで、本発明は、TS≧590 MPa
、TS×El≧21000MPa・％でかつ、降伏比≦70％という
優れた特性を有する薄鋼板および亜鉛めっき薄鋼板を、
それらの製造方法と共に提案することを目的とする。
【０００８】
【課題を解決するための手段】さて、発明者らは、上記
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須成
分として、熱間圧延工程において生成するフェライトを
微細なものとし、さらにこの熱間圧延工程により得られ
る熱延鋼板を２相域で短時間加熱した後に急冷すること
により、非常に微細なフェライトからなる主相と、マル
テンサイトおよび残留オーステナイトからなり、フェラ
イトの結晶粒界に網目状に分布した第２相を有する鋼組
織とすることができ、これにより降伏比を低く保ったま
まで強度−伸びバランスの格段の向上を図り得ることを
見出し、本発明を完成させるに至った。
の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、Tiを必須成
分として、熱間圧延工程において生成するフェライトを
微細なものとし、さらにこの熱間圧延工程により得られ
る熱延鋼板を２相域で短時間加熱した後に急冷すること
により、非常に微細なフェライトからなる主相と、マル
テンサイトおよび残留オーステナイトからなり、フェラ
イトの結晶粒界に網目状に分布した第２相を有する鋼組
織とすることができ、これにより降伏比を低く保ったま
まで強度−伸びバランスの格段の向上を図り得ることを
見出し、本発明を完成させるに至った。
【０００９】すなわち、本発明の要旨構成は次のとおり
である。 １．質量百分率でＣ：0.05〜0.25％、Si：0.1 〜2.0
％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％およびAl：0.
10％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になり、ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マル
テンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる
第２相とからなる鋼組織を有し、上記ポリゴナルフェラ
イトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下、また
上記第２相が上記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網
目状に連結して分布し、しかも上記第２相の占積率が５
vol％以上、 20vol％以下で、かつ上記第２相の幅が平
均で 0.4μm 以下であることを特徴とする、延性に優れ
降伏比の低い高強度薄鋼板。
である。 １．質量百分率でＣ：0.05〜0.25％、Si：0.1 〜2.0
％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％およびAl：0.
10％以下を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組
成になり、ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マル
テンサイトおよび／または残留オーステナイトよりなる
第２相とからなる鋼組織を有し、上記ポリゴナルフェラ
イトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下、また
上記第２相が上記ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網
目状に連結して分布し、しかも上記第２相の占積率が５
vol％以上、 20vol％以下で、かつ上記第２相の幅が平
均で 0.4μm 以下であることを特徴とする、延性に優れ
降伏比の低い高強度薄鋼板。
【００１０】２．上記１において、鋼がさらに、質量百
分率でNb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ｐ：0.05％以
下、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以
下、Cr：1.0 ％以下およびＢ：0.00002 〜0.01％のうち
から選んだ１種または２種以上を含有する組成になるこ
とを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼
板。
分率でNb：0.1 ％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ｐ：0.05％以
下、Cu：1.0 ％以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以
下、Cr：1.0 ％以下およびＢ：0.00002 〜0.01％のうち
から選んだ１種または２種以上を含有する組成になるこ
とを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼
板。
【００１１】３．上記１または２において、鋼板表面に
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえること
を特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっ
き薄鋼板。
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえること
を特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっ
き薄鋼板。
【００１２】４．質量百分率でＣ：0.05〜0.25％、Si：
0.1 〜2.0 ％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％お
よびAl：0.10％以下を含有し、あるいはさらにNb：0.1
％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Cu：1.0 ％
以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以
下およびＢ：0.00002 〜0.01％のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になり、鋼組織が、ポリゴナルフェライトよりな
る主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトお
よび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または
２種以上よりなる第２相とからなり、上記ポリゴナルフ
ェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下の
薄鋼板を、１℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度
範囲まで加熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持
し、引き続き下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上
の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、延性に優
れ降伏比の低い高強度薄鋼板の製造方法。 記 Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・
Ni（％） −17・Cr（％）−21・Mo（％）
0.1 〜2.0 ％、Mn：0.5 〜2.0 ％、Ti：0.05〜0.3 ％お
よびAl：0.10％以下を含有し、あるいはさらにNb：0.1
％以下、Ｖ：0.5 ％以下、Ｐ：0.05％以下、Cu：1.0 ％
以下、Mo：1.0 ％以下、Ni：1.0 ％以下、Cr：1.0 ％以
下およびＢ：0.00002 〜0.01％のうちから選んだ１種ま
たは２種以上を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物
の組成になり、鋼組織が、ポリゴナルフェライトよりな
る主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイトお
よび残留オーステナイトのうちから選ばれる１種または
２種以上よりなる第２相とからなり、上記ポリゴナルフ
ェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm 以下の
薄鋼板を、１℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度
範囲まで加熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持
し、引き続き下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上
の平均冷却速度で冷却することを特徴とする、延性に優
れ降伏比の低い高強度薄鋼板の製造方法。 記 Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・
Ni（％） −17・Cr（％）−21・Mo（％）
【００１３】５．上記４において、冷却を行う工程で、
上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とす
る、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の
製造方法。
上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とす
る、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の
製造方法。
【００１４】６．上記５において、冷却を終了した後
に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、
溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性
に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方
法。
に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、
溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性
に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方
法。
【００１５】なお、Ms点を求める上記式中には、Ni, C
r, Moの含有量を含む項があるが、これら元素を積極的
に添加しない場合は、不可避的不純物レベルでのこれら
元素の含有量を用いて上記Ms点を求めても、これらの含
有量を零としてMs点を求めても何れでも良い。
r, Moの含有量を含む項があるが、これら元素を積極的
に添加しない場合は、不可避的不純物レベルでのこれら
元素の含有量を用いて上記Ms点を求めても、これらの含
有量を零としてMs点を求めても何れでも良い。
【００１６】
【発明の実施の形態】以下、本発明を由来するに至った
実験結果について説明する。質量百分率で、Ｃ：0.14
％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.00
2 ％、Al：0.042 ％およびTi：0.16％を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼を素材として、
熱延鋼板を製造した。ここで、熱間圧延は、加熱温度：
1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：
860 ℃とし、板厚：1.4 mmに圧延した。また、仕上圧延
終了後、 0.8秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、
巻取り温度を 500℃とした。なお、仕上圧延は７スタン
ドの連続圧延機で実施し、仕上圧延時に各スタンドの圧
延荷重を測定した結果、前段５スタンドまでは動的再結
晶域での圧延であることを確認した。得られた熱延鋼板
について、鋼組織を観察したところ、平均粒径が 1.8μ
m のポリゴナルフェライトからなる主相と、平均粒径が
0.3μm のパーライトとセメンタイトとからなる第２相
とを有する複相組織であった。この鋼板に対して、種々
の加熱・冷却サイクルを施した鋼板について、微視組織
を観察すると共に、引張試験を行い、引張強度TS (MPa)
×伸びEl（％）の値を求めた。
実験結果について説明する。質量百分率で、Ｃ：0.14
％、Si：0.7 ％、Mn：1.2 ％、Ｐ：0.010 ％、Ｓ：0.00
2 ％、Al：0.042 ％およびTi：0.16％を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になる鋼を素材として、
熱延鋼板を製造した。ここで、熱間圧延は、加熱温度：
1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上圧延終了温度：
860 ℃とし、板厚：1.4 mmに圧延した。また、仕上圧延
終了後、 0.8秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、
巻取り温度を 500℃とした。なお、仕上圧延は７スタン
ドの連続圧延機で実施し、仕上圧延時に各スタンドの圧
延荷重を測定した結果、前段５スタンドまでは動的再結
晶域での圧延であることを確認した。得られた熱延鋼板
について、鋼組織を観察したところ、平均粒径が 1.8μ
m のポリゴナルフェライトからなる主相と、平均粒径が
0.3μm のパーライトとセメンタイトとからなる第２相
とを有する複相組織であった。この鋼板に対して、種々
の加熱・冷却サイクルを施した鋼板について、微視組織
を観察すると共に、引張試験を行い、引張強度TS (MPa)
×伸びEl（％）の値を求めた。
【００１７】図１に、TS×Elに及ぼす加熱・冷却処理後
のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（以下フェライ
ト粒径と呼ぶ）の影響について調べた結果を示す。ここ
で、フェライト粒径は、JIS G 0552に準拠した切断法に
より求めた。同図に示したとおり、TS×Elを 21000 MPa
・％以上とするためには、フェライト粒径を 2.5μm 以
下とする必要があることが分かる。
のポリゴナルフェライトの平均結晶粒径（以下フェライ
ト粒径と呼ぶ）の影響について調べた結果を示す。ここ
で、フェライト粒径は、JIS G 0552に準拠した切断法に
より求めた。同図に示したとおり、TS×Elを 21000 MPa
・％以上とするためには、フェライト粒径を 2.5μm 以
下とする必要があることが分かる。
【００１８】なお、加熱・冷却処理後の第２相は、占積
率（体積率）が10〜17 vol％のマルテンサイトと残留オ
ーステナイトとからなる組織であった。また、フェライ
ト粒径が 2.5μm 以下の場合は、第２相はフェライト粒
界に網目状に連結して分布しており、その第２相の幅は
平均で 0.1〜0.4 μm であった。これに対し、フェライ
ト粒径が 2.5μm を超える場合は第２相は塊状に分布し
ていた。さらに、TS×Elが 21000 MPa・％以上となる鋼
板は、降伏比YRが70％以下であることも確認した。
率（体積率）が10〜17 vol％のマルテンサイトと残留オ
ーステナイトとからなる組織であった。また、フェライ
ト粒径が 2.5μm 以下の場合は、第２相はフェライト粒
界に網目状に連結して分布しており、その第２相の幅は
平均で 0.1〜0.4 μm であった。これに対し、フェライ
ト粒径が 2.5μm を超える場合は第２相は塊状に分布し
ていた。さらに、TS×Elが 21000 MPa・％以上となる鋼
板は、降伏比YRが70％以下であることも確認した。
【００１９】図２は、TS×Elに及ぼす第２相の占積率の
影響を示したものである。同図中には、第２相がフェラ
イト粒界に網目状に連結して分布する場合と、塊状に分
布する場合について示したが、TS×El≧21000MPa・％を
満足するためには、第２相がフェライト粒界に網目状の
連結して分布し、かつ第２相の占積率を５vol％以上 20
vol％以下とする必要があることが分かる。なお、第２
相の占積率が５ vol％未満の場合には、第２相が網目状
に分布することはなく、塊状の分布を示した。ここで、
フェライト粒径は 1.7μm であり、また第２相はマルテ
ンサイトと残留オーステナイトとからなり、この第２相
が網目状に連結して分布している場合における第２相の
幅は 0.1〜0.4 μm であった。
影響を示したものである。同図中には、第２相がフェラ
イト粒界に網目状に連結して分布する場合と、塊状に分
布する場合について示したが、TS×El≧21000MPa・％を
満足するためには、第２相がフェライト粒界に網目状の
連結して分布し、かつ第２相の占積率を５vol％以上 20
vol％以下とする必要があることが分かる。なお、第２
相の占積率が５ vol％未満の場合には、第２相が網目状
に分布することはなく、塊状の分布を示した。ここで、
フェライト粒径は 1.7μm であり、また第２相はマルテ
ンサイトと残留オーステナイトとからなり、この第２相
が網目状に連結して分布している場合における第２相の
幅は 0.1〜0.4 μm であった。
【００２０】図３は、第２相が網目状に連結してフェラ
イト粒界に分布している場合の、第２相の幅の平均値が
TS×Elに及ぼす影響を示す図である。第２相の幅の平均
値が 0.4μm 以下の場合に、TS×Elが 21000 MPa・％以
上となることが分かる。なお、フェライト粒径は 1.6〜
2.0 μm で、第２相はマルテンサイトおよび／または残
留オーステナイトからなり、第２相の占積率は12〜15 v
ol％であった。
イト粒界に分布している場合の、第２相の幅の平均値が
TS×Elに及ぼす影響を示す図である。第２相の幅の平均
値が 0.4μm 以下の場合に、TS×Elが 21000 MPa・％以
上となることが分かる。なお、フェライト粒径は 1.6〜
2.0 μm で、第２相はマルテンサイトおよび／または残
留オーステナイトからなり、第２相の占積率は12〜15 v
ol％であった。
【００２１】以上の結果から、TS×Elを21000MPa・％以
上とするためには、ポリゴナルフェライトからなる主相
と、占積率で5vol％以上 20vol％以下のマルテンサイト
および／または残留オーステナイトとからなる第２相を
有し、フェライト粒径が 2.5μm 以下で、しかも第２相
がフェライト粒界に網目状に連結して分布し、かつこの
第２相の幅が平均で 0.4μm 以下となる微視組織とすれ
ば良いことが分かった。
上とするためには、ポリゴナルフェライトからなる主相
と、占積率で5vol％以上 20vol％以下のマルテンサイト
および／または残留オーステナイトとからなる第２相を
有し、フェライト粒径が 2.5μm 以下で、しかも第２相
がフェライト粒界に網目状に連結して分布し、かつこの
第２相の幅が平均で 0.4μm 以下となる微視組織とすれ
ば良いことが分かった。
【００２２】そこで、次に、このようなTS×Elが高い組
織を得るための製造条件について検討した。さて、発明
者らは、ポリゴナルフェライトからなる主相と、パーラ
イト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステ
ナイトのうちから選ばれる１種または２種以上からなる
第２相を有する鋼組織である鋼板を素材として、これに
加熱・冷却処理を施すことにより、第２相の組織制御を
行うことに着目した。
織を得るための製造条件について検討した。さて、発明
者らは、ポリゴナルフェライトからなる主相と、パーラ
イト、ベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステ
ナイトのうちから選ばれる１種または２種以上からなる
第２相を有する鋼組織である鋼板を素材として、これに
加熱・冷却処理を施すことにより、第２相の組織制御を
行うことに着目した。
【００２３】ここで、加熱・冷却処理によりフェライト
粒径を微細化することはできないので、この加熱・冷却
処理に供される素材となる鋼板のフェライト粒径は 2.5
μm以下である必要がある。このような組織の素材を得
る方法は特に限定しないが、例えば特開平11−152544号
公報に開示される方法、すなわち熱間圧延用素材を溶製
したのち、直ちに又は一旦冷却して1200℃以下に加熱し
て熱間圧延を施し、その際、動的再結晶域での圧下を５
スタンド以上の圧下パスにて行う方法がとりわけ有利に
適合する。
粒径を微細化することはできないので、この加熱・冷却
処理に供される素材となる鋼板のフェライト粒径は 2.5
μm以下である必要がある。このような組織の素材を得
る方法は特に限定しないが、例えば特開平11−152544号
公報に開示される方法、すなわち熱間圧延用素材を溶製
したのち、直ちに又は一旦冷却して1200℃以下に加熱し
て熱間圧延を施し、その際、動的再結晶域での圧下を５
スタンド以上の圧下パスにて行う方法がとりわけ有利に
適合する。
【００２４】ここでは、前述した板厚：1.4 mmの熱延鋼
板に対して加熱・冷却という単純な熱処理を施した。ま
ず、加熱時の均熱温度と均熱時間がTS×ElおよびYRに及
ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/sと
し、種々の均熱温度および均熱時間にて均熱処理を行
い、ついで冷却速度20℃/sで 300℃以下まで冷却した。
ここで、冷却を300 ℃以下まで行う目的はマルテンサイ
ト変態点（Ms点）である 455℃以下まで冷却して、第２
相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト
とするためである。上記の熱処理後の鋼板について、そ
のTS×ElおよびYR値を測定した結果を図４に示す。同図
に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするために
は、均熱温度を730〜780 ℃とし、かつ均熱時間を１〜2
0秒とする必要があることが分かる。
板に対して加熱・冷却という単純な熱処理を施した。ま
ず、加熱時の均熱温度と均熱時間がTS×ElおよびYRに及
ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速度を５℃/sと
し、種々の均熱温度および均熱時間にて均熱処理を行
い、ついで冷却速度20℃/sで 300℃以下まで冷却した。
ここで、冷却を300 ℃以下まで行う目的はマルテンサイ
ト変態点（Ms点）である 455℃以下まで冷却して、第２
相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト
とするためである。上記の熱処理後の鋼板について、そ
のTS×ElおよびYR値を測定した結果を図４に示す。同図
に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするために
は、均熱温度を730〜780 ℃とし、かつ均熱時間を１〜2
0秒とする必要があることが分かる。
【００２５】また、加熱時の昇温速度がTS×Elに及ぼす
影響を調べるために、均熱温度は750 ℃、均熱時間は10
秒、均熱後の冷却速度は20℃/s、冷却終了温度は 300℃
以下の一定とし、昇温速度のみを種々に変化させて加熱
・冷却処理を施した。かくして得られた鋼板のTS×Elを
測定し、その結果を昇温速度との関係で図５に示す。図
５に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするために
は、昇温速度を１℃/s以上とする必要があることが分か
る。
影響を調べるために、均熱温度は750 ℃、均熱時間は10
秒、均熱後の冷却速度は20℃/s、冷却終了温度は 300℃
以下の一定とし、昇温速度のみを種々に変化させて加熱
・冷却処理を施した。かくして得られた鋼板のTS×Elを
測定し、その結果を昇温速度との関係で図５に示す。図
５に示したとおり、TS×El≧21000MPa・％とするために
は、昇温速度を１℃/s以上とする必要があることが分か
る。
【００２６】次に、均熱後の冷却処理における冷却速度
がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速
度を５℃/s、均熱温度を 750℃、均熱時間を10秒として
加熱処理を施した後に、種々の冷却速度で 300℃以下ま
で冷却した。かくして得られた鋼板について、TS×Elを
測定し、その結果を冷却速度との関係で図６に示す。同
図に示したとおり、冷却処理の際の冷却速度が５℃/s以
上でないと、TS×Elを21000MPa・％以上とすることはで
きなかった。
がTS×Elに及ぼす影響を調べるために、加熱時の昇温速
度を５℃/s、均熱温度を 750℃、均熱時間を10秒として
加熱処理を施した後に、種々の冷却速度で 300℃以下ま
で冷却した。かくして得られた鋼板について、TS×Elを
測定し、その結果を冷却速度との関係で図６に示す。同
図に示したとおり、冷却処理の際の冷却速度が５℃/s以
上でないと、TS×Elを21000MPa・％以上とすることはで
きなかった。
【００２７】次に、TS×Elに及ぼすTi含有量の影響を調
べるために、質量百分率でＣ：0.13％、Si：0.7 ％、M
n：1.2 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.002 ％およびAl：0.042
％を基本成分として含有し、かつTiを種々の添加量で
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
を、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上
圧延終了温度：860 ℃で、かつ仕上圧延時の前段５スタ
ンドについては動的再結晶域での圧延という条件で板
厚：1.4mm に圧延した。その際、仕上圧延終了後、0.8
秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、また巻取り温
度は 500℃とした。上記の熱間圧延により、フィライト
粒径が 2.0μm のポリゴナルフェライトよりなる主相
と、平均結晶粒径が 0.3μm のパーライトまたはセメン
タイトよりなる第２相とからなる複相組織の鋼板を得
た。
べるために、質量百分率でＣ：0.13％、Si：0.7 ％、M
n：1.2 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.002 ％およびAl：0.042
％を基本成分として含有し、かつTiを種々の添加量で
含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼
を、加熱温度：1080℃、粗圧延終了温度：1000℃、仕上
圧延終了温度：860 ℃で、かつ仕上圧延時の前段５スタ
ンドについては動的再結晶域での圧延という条件で板
厚：1.4mm に圧延した。その際、仕上圧延終了後、0.8
秒後に80℃/sの冷却速度で冷却を開始し、また巻取り温
度は 500℃とした。上記の熱間圧延により、フィライト
粒径が 2.0μm のポリゴナルフェライトよりなる主相
と、平均結晶粒径が 0.3μm のパーライトまたはセメン
タイトよりなる第２相とからなる複相組織の鋼板を得
た。
【００２８】そして、得られた鋼板を、昇温速度：５℃
/sで加熱し、760 ℃で18秒間の均熱処理を施したのち、
300℃以下まで冷却速度：10℃/sで冷却した。かくして
得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果をTi
含有量との関係で図７に示す。同図に示したとおり、TS
×El≧21000MPa・％とするためには、Tiを0.05mass％以
上 0.3mass％以下の範囲で含有させる必要があることが
分かる。
/sで加熱し、760 ℃で18秒間の均熱処理を施したのち、
300℃以下まで冷却速度：10℃/sで冷却した。かくして
得られた鋼板について、TS×Elを測定し、その結果をTi
含有量との関係で図７に示す。同図に示したとおり、TS
×El≧21000MPa・％とするためには、Tiを0.05mass％以
上 0.3mass％以下の範囲で含有させる必要があることが
分かる。
【００２９】なお、図４〜７において、TS×El≧21000M
Pa・％が得られた鋼板の微視組織を調べたところ、いず
れもポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサ
イトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相
が占積率で５〜20 vol％存在する鋼組織を有し、ポリゴ
ナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm
以下で、第２相が前記ポリゴナルフェライトの結晶粒界
に網目状に連結して分布し、しかも第２相の幅が平均で
0.4μm 以下を満足していることが確認された。
Pa・％が得られた鋼板の微視組織を調べたところ、いず
れもポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサ
イトおよび／または残留オーステナイトよりなる第２相
が占積率で５〜20 vol％存在する鋼組織を有し、ポリゴ
ナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以上 2.5μm
以下で、第２相が前記ポリゴナルフェライトの結晶粒界
に網目状に連結して分布し、しかも第２相の幅が平均で
0.4μm 以下を満足していることが確認された。
【００３０】次に、本発明において、鋼の成分組成を前
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.25mass％ Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、２相
域への加熱時にオーステナイトの生成を促進し、これに
続く冷却によってマルテンサイトおよび／または残留オ
ーステナイトを生成させるために必要な元素であり、少
なくとも0.05mass％を添加する必要がある。しかしなが
ら、Ｃ量が多すぎると、溶接性の劣化を招くので0.25ma
ss％を上限とする。
記の範囲に限定した理由について説明する。 Ｃ：0.05〜0.25mass％ Ｃは、TiＣの形成によるTiの効果を高めると共に、２相
域への加熱時にオーステナイトの生成を促進し、これに
続く冷却によってマルテンサイトおよび／または残留オ
ーステナイトを生成させるために必要な元素であり、少
なくとも0.05mass％を添加する必要がある。しかしなが
ら、Ｃ量が多すぎると、溶接性の劣化を招くので0.25ma
ss％を上限とする。
【００３１】Si：0.1 〜2.0 mass％ Siは、２相域への加熱時にオーステナイトの生成を促進
する効果があるため、少なくとも0.1 mass％添加する。
しかしながら、2.0 mass％を超えて添加してもその効果
は飽和し、コストアップを招くので 2.0mass％を上限と
する。
する効果があるため、少なくとも0.1 mass％添加する。
しかしながら、2.0 mass％を超えて添加してもその効果
は飽和し、コストアップを招くので 2.0mass％を上限と
する。
【００３２】Mn：0.5 〜2.0 mass％ Mnは、２相域への加熱およびその後の冷却により、第２
相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト
とするために必要であり、少なくとも0.5 mass％の添加
を必要とする。しかしながら、過度の添加は、２相域の
温度幅を減少させ、所望の組織を得ることができなくな
るので、上限を3.0 mass％とする。
相をマルテンサイトおよび／または残留オーステナイト
とするために必要であり、少なくとも0.5 mass％の添加
を必要とする。しかしながら、過度の添加は、２相域の
温度幅を減少させ、所望の組織を得ることができなくな
るので、上限を3.0 mass％とする。
【００３３】Ti：0.05〜0.3 mass％ Tiは、本発明において最も重要な元素である。Tiは、加
熱・冷却処理時の加熱前の段階で、TiＣとして存在し、
加熱時の結晶粒粗大化を防止する。また、TiＣの多くは
フェライト粒界に微細に存在するために、２相域に加熱
した際にはＣ源として作用し、粒界に連続して網目状の
第２相を出現させるものと考えられる。このような組織
がTS×Elを上昇させる理由は明らかではないが、硬質の
第２相全体が連結されているため、第２相の変形も均一
化して第２相による強化が有利に作用すると共に、軟質
のフェライトからなる主相と第２相との間でのクラック
生成が抑制されるためと推定される。このような、フェ
ライト粒界に網目状の連結した第２相の効果を得るため
には、少なくとも0.05mass％のTi添加が必要である。し
かしながら、0.3 mass％を超えて多量に添加すると、Ti
自身による固溶強化、あるいはTiＣによる析出強化の影
響が強くなり、TS×Elを低下させてしまうので、0.3 ma
ss％を上限とする。
熱・冷却処理時の加熱前の段階で、TiＣとして存在し、
加熱時の結晶粒粗大化を防止する。また、TiＣの多くは
フェライト粒界に微細に存在するために、２相域に加熱
した際にはＣ源として作用し、粒界に連続して網目状の
第２相を出現させるものと考えられる。このような組織
がTS×Elを上昇させる理由は明らかではないが、硬質の
第２相全体が連結されているため、第２相の変形も均一
化して第２相による強化が有利に作用すると共に、軟質
のフェライトからなる主相と第２相との間でのクラック
生成が抑制されるためと推定される。このような、フェ
ライト粒界に網目状の連結した第２相の効果を得るため
には、少なくとも0.05mass％のTi添加が必要である。し
かしながら、0.3 mass％を超えて多量に添加すると、Ti
自身による固溶強化、あるいはTiＣによる析出強化の影
響が強くなり、TS×Elを低下させてしまうので、0.3 ma
ss％を上限とする。
【００３４】Al：0.10mass％以下 Alは、脱酸剤として0.10mass％以下の範囲で添加するこ
とができる。0.10mass％を超えて添加しても効果が飽和
する他、アーク溶接性の低下を招く。
とができる。0.10mass％を超えて添加しても効果が飽和
する他、アーク溶接性の低下を招く。
【００３５】以上、必須成分について説明したが、本発
明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させる
ことができる。 Nb：0.1 mass％以下 Nbは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効な元素
であるが、添加量が多すぎると、再結晶が著しく阻害さ
れ、硬質化して材質が劣化するので、0.1 mass％以下の
範囲で含有させるものとした。
明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させる
ことができる。 Nb：0.1 mass％以下 Nbは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効な元素
であるが、添加量が多すぎると、再結晶が著しく阻害さ
れ、硬質化して材質が劣化するので、0.1 mass％以下の
範囲で含有させるものとした。
【００３６】Ｖ：0.5 mass％以下 Ｖは、析出強化により鋼を高強度化するのに有効なだけ
でなく、２相域への加熱およびその後の冷却によりマル
テンサイトの生成を促進する作用も有する。しかしなが
ら、多量の添加は延性の低下を招くので、0.5 mass％を
上限として添加するものとした。
でなく、２相域への加熱およびその後の冷却によりマル
テンサイトの生成を促進する作用も有する。しかしなが
ら、多量の添加は延性の低下を招くので、0.5 mass％を
上限として添加するものとした。
【００３７】Ｐ：0.05mass％以下 Ｐは、特に添加する必要はないが、0.05mass％程度まで
の添加であれば、２次加工脆化を招くことなしに鋼板の
強度向上に有効に寄与するので、0.05mass％を上限とし
て添加することができる。
の添加であれば、２次加工脆化を招くことなしに鋼板の
強度向上に有効に寄与するので、0.05mass％を上限とし
て添加することができる。
【００３８】Cu, Mo, Ni, Cr：それぞれ 1.0mass％以下 Cu, Mo, NiおよびCrはそれぞれ、固溶強化ならびに組織
強化による鋼の高強度化に有効である。しかしながら、
いずれも添加量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低
下するため、それぞれ1.0 mass％以下の範囲で単独また
は複合添加することが可能である。
強化による鋼の高強度化に有効である。しかしながら、
いずれも添加量が 1.0mass％を超えると熱間加工性が低
下するため、それぞれ1.0 mass％以下の範囲で単独また
は複合添加することが可能である。
【００３９】Ｂ：0.0002〜0.01mass％ Ｂは、0.0002mass％以上の添加範囲において鋼の組織強
化に有効に作用する。しかしながら、添加量が0.01mass
％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質
の劣化を招くので、0.0002〜0.01mass％の範囲で添加す
るものとした。
化に有効に作用する。しかしながら、添加量が0.01mass
％を超えると再結晶が著しく阻害され、硬質化して材質
の劣化を招くので、0.0002〜0.01mass％の範囲で添加す
るものとした。
【００４０】Ｓ：0.01mass％以下 Ｓは特に限定しないが、不可避的に混入するＳ量が極端
に高いと延性が低下するので、0.01mass％以下に抑制す
ることが好ましい。
に高いと延性が低下するので、0.01mass％以下に抑制す
ることが好ましい。
【００４１】次に、鋼組織の限定理由について説明す
る。 ポリゴナルフェライトからなる主相 本発明では、ポリゴナルフェライトを主相とする必要が
ある。この理由は、ポリゴナルフェライトは軟質で延性
に富んでおり、材料の延性を確保するのに有用なためで
ある。なお、主相とは占積率（体積率）で 50vol％以上
であることを意味する。
る。 ポリゴナルフェライトからなる主相 本発明では、ポリゴナルフェライトを主相とする必要が
ある。この理由は、ポリゴナルフェライトは軟質で延性
に富んでおり、材料の延性を確保するのに有用なためで
ある。なお、主相とは占積率（体積率）で 50vol％以上
であることを意味する。
【００４２】ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径：0.
8 μm 以上 2.5μm 以下 第２相を網目状に連結して生成させ、TS×Elが 21000 M
Pa・％以上でかつ、YRを70％以下とするためには、ポリ
ゴナルフェライトの平均結晶粒径を 2.5μm 以下とする
必要がある。一方、現状の熱間圧延あるいは冷間圧延プ
ロセスで達成できるフェライト粒径の下限は 0.8μm 程
度であるので 0.8μm を下限とする。
8 μm 以上 2.5μm 以下 第２相を網目状に連結して生成させ、TS×Elが 21000 M
Pa・％以上でかつ、YRを70％以下とするためには、ポリ
ゴナルフェライトの平均結晶粒径を 2.5μm 以下とする
必要がある。一方、現状の熱間圧延あるいは冷間圧延プ
ロセスで達成できるフェライト粒径の下限は 0.8μm 程
度であるので 0.8μm を下限とする。
【００４３】第２相の占積率、形態および幅 硬質の第２相を、ポリゴナルフェライトの結晶粒界に網
目状に連結させて存在させる必要がある。これは、前述
したように、硬質の第２相が連結することで、より効果
的に高強度化を達成できると共に、変形中に主相と第２
相との間におけるクラックの発生を効果的に抑制できる
からである。また、第２相が網目状に連結していること
により、硬質の第２相が生成する際に発生する歪に起因
したポリゴナルフェライト中の可動転位が増加し、降伏
比の低減にも寄与するからである。しかしながら、第２
相の占積率が５ vol％未満ではこのような第２相の連結
が生じず、一方20 vol％超では第２相の分率が高くなり
すぎて主相の延性が犠牲になるので、第２相の占積率は
５〜20 vol％の範囲に限定する。
目状に連結させて存在させる必要がある。これは、前述
したように、硬質の第２相が連結することで、より効果
的に高強度化を達成できると共に、変形中に主相と第２
相との間におけるクラックの発生を効果的に抑制できる
からである。また、第２相が網目状に連結していること
により、硬質の第２相が生成する際に発生する歪に起因
したポリゴナルフェライト中の可動転位が増加し、降伏
比の低減にも寄与するからである。しかしながら、第２
相の占積率が５ vol％未満ではこのような第２相の連結
が生じず、一方20 vol％超では第２相の分率が高くなり
すぎて主相の延性が犠牲になるので、第２相の占積率は
５〜20 vol％の範囲に限定する。
【００４４】また、第２相の幅の平均値、すなわち或る
第２相と主相との境界からこの境界とは反対側の第２相
と主相との境界までの距離の平均値が 0.4μm を超える
と、連結した第２相の構造が強固になりすぎて延性の低
下をもたらすので、第２相の幅は平均で 0.4μm 以下と
する。さらに、第２相は鋼板に強度を付与するために、
硬質のマルテンサイトまたは変形によって硬質化する残
留オーステナイトのどちらか、あるいは両方よりなる組
織とする必要がある。
第２相と主相との境界からこの境界とは反対側の第２相
と主相との境界までの距離の平均値が 0.4μm を超える
と、連結した第２相の構造が強固になりすぎて延性の低
下をもたらすので、第２相の幅は平均で 0.4μm 以下と
する。さらに、第２相は鋼板に強度を付与するために、
硬質のマルテンサイトまたは変形によって硬質化する残
留オーステナイトのどちらか、あるいは両方よりなる組
織とする必要がある。
【００４５】次に、上述した鋼組織を得るための製造条
件について述べる。本発明では、前述したように、平均
結晶粒径が 0.8〜2.5 μm のポリゴナルフェライトから
なる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト
および残留オーステナイトのうちから選ばれる１種また
は２種以上よりなる第２相を有する鋼組織になる鋼板を
素材として、加熱・冷却処理、すなわち昇温速度：１℃
/s以上の加熱工程、均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時
間：１〜20秒の均熱工程、冷却速度：５℃/s以上でマル
テンサイト変態点（Ms点）以下まで冷却する冷却工程を
実施することにより、第２相の組織制御を行うものであ
る。
件について述べる。本発明では、前述したように、平均
結晶粒径が 0.8〜2.5 μm のポリゴナルフェライトから
なる主相と、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト
および残留オーステナイトのうちから選ばれる１種また
は２種以上よりなる第２相を有する鋼組織になる鋼板を
素材として、加熱・冷却処理、すなわち昇温速度：１℃
/s以上の加熱工程、均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時
間：１〜20秒の均熱工程、冷却速度：５℃/s以上でマル
テンサイト変態点（Ms点）以下まで冷却する冷却工程を
実施することにより、第２相の組織制御を行うものであ
る。
【００４６】この際、上記素材の製造方法については、
熱延、冷延いずれのプロセスを用いてもよく、特に限定
しないが、例えば前述の特開平11−152544号公報に開示
される方法が有利に適合する。すなわち、所定の成分組
成範囲に溶製した溶鋼を、スラブとし、その後直ちにま
たは一旦冷却して1200℃以下に加熱し、ついで熱間圧延
を施すに際し、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上
の圧下パスにて行う方法、さらには引き続き、圧下率：
50〜90％の冷間圧延後、 600℃〜Ａc3点の温度範囲で焼
鈍を施す方法である。
熱延、冷延いずれのプロセスを用いてもよく、特に限定
しないが、例えば前述の特開平11−152544号公報に開示
される方法が有利に適合する。すなわち、所定の成分組
成範囲に溶製した溶鋼を、スラブとし、その後直ちにま
たは一旦冷却して1200℃以下に加熱し、ついで熱間圧延
を施すに際し、動的再結晶域での圧下を５スタンド以上
の圧下パスにて行う方法、さらには引き続き、圧下率：
50〜90％の冷間圧延後、 600℃〜Ａc3点の温度範囲で焼
鈍を施す方法である。
【００４７】以下、加熱・冷却処理条件について説明す
る。 昇温速度：１℃/s以上 加熱工程における昇温速度が１℃/sに満たないと、昇温
中にフェライトが粒成長し、網目状に連結した第２相を
得ることができなくなったり、あるいは強度確保ができ
なくなるので、昇温速度は１℃/s以上とする。
る。 昇温速度：１℃/s以上 加熱工程における昇温速度が１℃/sに満たないと、昇温
中にフェライトが粒成長し、網目状に連結した第２相を
得ることができなくなったり、あるいは強度確保ができ
なくなるので、昇温速度は１℃/s以上とする。
【００４８】均熱温度：730 〜780 ℃、均熱時間：１〜
20秒 加熱処理は２相域で行う必要があり、鋼の組成と第２相
分率から、均熱温度は730 〜780 ℃に限定する。また、
上記の均熱温度での均熱時間が１秒未満では、必要量の
第２相を生成させることができず、一方20秒を超えると
組織の粗大化や第２相の塊状化が進行するため、均熱時
間は１〜20秒に限定する。
20秒 加熱処理は２相域で行う必要があり、鋼の組成と第２相
分率から、均熱温度は730 〜780 ℃に限定する。また、
上記の均熱温度での均熱時間が１秒未満では、必要量の
第２相を生成させることができず、一方20秒を超えると
組織の粗大化や第２相の塊状化が進行するため、均熱時
間は１〜20秒に限定する。
【００４９】平均冷却速度：５℃/s以上でMs点以下まで
冷却 均熱工程の後の冷却工程において、Ms点以下までの平均
冷却速度が５℃/s未満では、第２相をマルテンサイトお
よび／または残留オーステナイトとすることができな
い。従って、平均冷却速度は５℃/s以上とする。また、
Ms点以下まで冷却しないと、第２相をマルテンサイトお
よび／または残留オーステナイトとすることができない
ので、上記の強制冷却終了温度はMs点以下とした。ここ
で、Ms点は以下の式により求めるものとする。ただし、
Ni, Cr, Moを積極的に添加しない場合は、不可避的不純
物として分析されるそれぞれの含有量として計算しても
よいし、不可避的に含有していたとしても微量であるの
で、それぞれの含有量を０％として計算してもよい。 Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・
Ni（％） −17・Cr（％）−21・Mo（％）
冷却 均熱工程の後の冷却工程において、Ms点以下までの平均
冷却速度が５℃/s未満では、第２相をマルテンサイトお
よび／または残留オーステナイトとすることができな
い。従って、平均冷却速度は５℃/s以上とする。また、
Ms点以下まで冷却しないと、第２相をマルテンサイトお
よび／または残留オーステナイトとすることができない
ので、上記の強制冷却終了温度はMs点以下とした。ここ
で、Ms点は以下の式により求めるものとする。ただし、
Ni, Cr, Moを積極的に添加しない場合は、不可避的不純
物として分析されるそれぞれの含有量として計算しても
よいし、不可避的に含有していたとしても微量であるの
で、それぞれの含有量を０％として計算してもよい。 Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・
Ni（％） −17・Cr（％）−21・Mo（％）
【００５０】なお、この冷却工程の途中に、溶融亜鉛め
っきを施すなどしても、Ms点以下までの平均冷却速度を
５℃/s以上に確保できるのであれば、所望の組織を得る
ことができる。さらに、一旦、Ms点以下まで冷却してし
まえば所望の組織が出現するので、溶融亜鉛めっきを合
金化するために 450〜500 ℃に20〜60秒保持しても組織
の変化はなく、溶融亜鉛めっきの合金化を行うプロセス
を追加しても何ら問題ない。
っきを施すなどしても、Ms点以下までの平均冷却速度を
５℃/s以上に確保できるのであれば、所望の組織を得る
ことができる。さらに、一旦、Ms点以下まで冷却してし
まえば所望の組織が出現するので、溶融亜鉛めっきを合
金化するために 450〜500 ℃に20〜60秒保持しても組織
の変化はなく、溶融亜鉛めっきの合金化を行うプロセス
を追加しても何ら問題ない。
【００５１】以上説明した加熱・冷却処理を実施する設
備については、特に限定しないが、連続焼鈍設備や焼鈍
炉付きの溶融亜鉛めっき設備などがこれに適する。
備については、特に限定しないが、連続焼鈍設備や焼鈍
炉付きの溶融亜鉛めっき設備などがこれに適する。
【００５２】
【実施例】表１に示す成分組成になる鋼を、転炉にて溶
製し、連続鋳造でスラブとしたのち、熱間圧延に供し
た。熱間圧延は、1080℃に加熱したのち、仕上圧延終了
温度：900 ℃として1.4 mm厚に圧延し、圧延終了から
0.8秒後に80℃/sの速度で冷却を行い、550 ℃で巻取っ
た。この熱間圧延により得られた熱延鋼板を、連続焼鈍
炉にて、表２に示す条件で加熱・冷却処理を行った。な
お、表２中、No.18 については、冷却処理の途中で溶融
亜鉛めっき処理を施した。また、No.19 については、冷
却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施すと共に、冷却
処理を終了した後に 480℃, 40秒の合金化熱処理を施し
た。
製し、連続鋳造でスラブとしたのち、熱間圧延に供し
た。熱間圧延は、1080℃に加熱したのち、仕上圧延終了
温度：900 ℃として1.4 mm厚に圧延し、圧延終了から
0.8秒後に80℃/sの速度で冷却を行い、550 ℃で巻取っ
た。この熱間圧延により得られた熱延鋼板を、連続焼鈍
炉にて、表２に示す条件で加熱・冷却処理を行った。な
お、表２中、No.18 については、冷却処理の途中で溶融
亜鉛めっき処理を施した。また、No.19 については、冷
却処理の途中で溶融亜鉛めっき処理を施すと共に、冷却
処理を終了した後に 480℃, 40秒の合金化熱処理を施し
た。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】かくして得られた鋼板のコイル長手方向の
中央部から、鋼組織観察用サンプルおよびJIＳ５号試験
片を切り出し、鋼組織の観察および引張試験に供した。
組織観察結果および引張試験結果を表３に示す。
中央部から、鋼組織観察用サンプルおよびJIＳ５号試験
片を切り出し、鋼組織の観察および引張試験に供した。
組織観察結果および引張試験結果を表３に示す。
【００５６】
【表３】
【００５７】表１、表２および表３から明らかなよう
に、本発明に従い製造した鋼板はいずれも、目標とする
鋼組織を得られており、その結果、TS×El≧21000MPa・
％という良好な強度−伸びバランスと同時に、YR≦70％
という低い降伏比が併せて得られている。なお、本発明
の適合例はいずれもTiを添加しているため、組織が整粒
であり、異方性が小さいことも確認された。
に、本発明に従い製造した鋼板はいずれも、目標とする
鋼組織を得られており、その結果、TS×El≧21000MPa・
％という良好な強度−伸びバランスと同時に、YR≦70％
という低い降伏比が併せて得られている。なお、本発明
の適合例はいずれもTiを添加しているため、組織が整粒
であり、異方性が小さいことも確認された。
【００５８】
【発明の効果】かくして、本発明によれば、TS×Elが 2
1000 MPa・％以上という良好な強度−伸びバランス特性
と共に、YRが70％以下という低い降伏比を併せて得るこ
とができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向
上に偉功を奏する。
1000 MPa・％以上という良好な強度−伸びバランス特性
と共に、YRが70％以下という低い降伏比を併せて得るこ
とができ、自動車の軽量化ひいてはエネルギー効率の向
上に偉功を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理後のフェラ
イト粒径の影響を示す図である。
イト粒径の影響を示す図である。
【図２】 TS×Elに及ぼす、第２相の占積率の影響を示
す図である。
す図である。
【図３】 TS×Elに及ぼす、網目状に連結して分布する
第２相の幅の影響を示す図である。
第２相の幅の影響を示す図である。
【図４】 TS×ElおよびYRに及ぼす、加熱・冷却処理時
の均熱温度と均熱時間の影響を示す図である。
の均熱温度と均熱時間の影響を示す図である。
【図５】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の昇温速
度の影響を示す図である。
度の影響を示す図である。
【図６】 TS×Elに及ぼす、加熱・冷却処理時の冷却速
度の影響を示す図である。
度の影響を示す図である。
【図７】 TS×Elに及ぼす、Ti添加量の影響を示す図で
ある。
ある。
フロントページの続き (51)Int.Cl.7 識別記号 ＦＩ テーマコート゛(参考） Ｃ２３Ｃ 2/28 Ｃ２３Ｃ 2/28 (72)発明者 古君 修 千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎製 鉄株式会社技術研究所内 Ｆターム(参考） 4K027 AA02 AA23 AB28 AB42 AC12 AC73 AE11 AE12 AE18 4K037 EA01 EA02 EA05 EA06 EA11 EA13 EA15 EA17 EA19 EA20 EA23 EA27 EA28 EA31 EA32 EB09 FM04 GA05
Claims (6)
- 【請求項１】 質量百分率で Ｃ：0.05〜0.25％、 Si：0.1 〜2.0 ％、 Mn：0.5 〜2.0 ％、 Ti：0.05〜0.3 ％および Al：0.10％以下 を含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成にな
り、 ポリゴナルフェライトよりなる主相と、マルテンサイト
および／または残留オーステナイトよりなる第２相とか
らなる鋼組織を有し、 上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8μm 以
上 2.5μm 以下、また上記第２相が上記ポリゴナルフェ
ライトの結晶粒界に網目状に連結して分布し、しかも上
記第２相の占積率が５ vol％以上、 20vol％以下で、か
つ上記第２相の幅が平均で 0.4μm 以下であることを特
徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板。 - 【請求項２】 請求項１において、鋼がさらに、質量百
分率で Nb：0.1 ％以下、 Ｖ：0.5 ％以下、 Ｐ：0.05％以下、 Cu：1.0 ％以下、 Mo：1.0 ％以下、 Ni：1.0 ％以下、 Cr：1.0 ％以下および Ｂ：0.00002 〜0.01％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有する組成に
なることを特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度
薄鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２において、鋼板表面に
亜鉛めっき層または合金化亜鉛めっき層をそなえること
を特徴とする、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっ
き薄鋼板。 - 【請求項４】 質量百分率で Ｃ：0.05〜0.25％、 Si：0.1 〜2.0 ％、 Mn：0.5 〜2.0 ％、 Ti：0.05〜0.3 ％および Al：0.10％以下 を含有し、あるいはさらに Nb：0.1 ％以下、 Ｖ：0.5 ％以下、 Ｐ：0.05％以下、 Cu：1.0 ％以下、 Mo：1.0 ％以下、 Ni：1.0 ％以下、 Cr：1.0 ％以下および Ｂ：0.00002 〜0.01％ のうちから選んだ１種または２種以上を含有し、残部は
Feおよび不可避的不純物の組成になり、鋼組織が、ポリ
ゴナルフェライトよりなる主相と、パーライト、ベイナ
イト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトのうち
から選ばれる１種または２種以上よりなる第２相とから
なり、上記ポリゴナルフェライトの平均結晶粒径が 0.8
μm 以上 2.5μm 以下の薄鋼板を、 １℃/s以上の昇温速度で 730〜780 ℃の温度範囲まで加
熱し、該加熱温度において１〜20秒間保持し、引き続き
下記の式で決まるMs点以下まで５℃/s以上の平均冷却速
度で冷却することを特徴とする、延性に優れ降伏比の低
い高強度薄鋼板の製造方法。 記 Ms (℃) ＝ 561− 474・（Ｃ％) −33・Mn（％）−17・
Ni（％） −17・Cr（％）−21・Mo（％） - 【請求項５】 請求項４において、冷却を行う工程で、
上記薄鋼板に溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とす
る、延性に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の
製造方法。 - 【請求項６】 請求項５において、冷却を終了した後
に、上記薄鋼板を 450〜500 ℃で20〜60秒間保持して、
溶融亜鉛めっき層を合金化することを特徴とする、延性
に優れ降伏比の低い高強度亜鉛めっき薄鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000024634A JP4193315B2 (ja) | 2000-02-02 | 2000-02-02 | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000024634A JP4193315B2 (ja) | 2000-02-02 | 2000-02-02 | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001220641A true JP2001220641A (ja) | 2001-08-14 |
| JP4193315B2 JP4193315B2 (ja) | 2008-12-10 |
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|---|---|---|---|
| JP2000024634A Expired - Fee Related JP4193315B2 (ja) | 2000-02-02 | 2000-02-02 | 延性に優れ降伏比の低い高強度薄鋼板および高強度亜鉛めっき薄鋼板ならびにそれらの製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP4193315B2 (ja) |
Cited By (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003073772A (ja) * | 2001-08-31 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corp | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2005179703A (ja) * | 2003-12-16 | 2005-07-07 | Kobe Steel Ltd | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| EP1666623A1 (en) * | 2003-09-24 | 2006-06-07 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for working |
| JP2007138189A (ja) * | 2005-11-15 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| US7314532B2 (en) * | 2003-03-26 | 2008-01-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
| GB2445749A (en) * | 2006-10-18 | 2008-07-23 | Kobe Steel Ltd | Dual-phase steel sheet |
| US7413617B2 (en) * | 2004-12-21 | 2008-08-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Composite structure sheet steel with excellent elongation and stretch flange formability |
| JP2008231480A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Jfe Steel Kk | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 |
| JP2009144225A (ja) * | 2007-12-18 | 2009-07-02 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2009149937A (ja) * | 2007-12-20 | 2009-07-09 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| WO2009119751A1 (ja) * | 2008-03-27 | 2009-10-01 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 |
| EP2138600A1 (en) * | 2007-03-30 | 2009-12-30 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet |
| JP2010024522A (ja) * | 2008-07-23 | 2010-02-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2182080A1 (en) | 2008-10-30 | 2010-05-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| EP1826287A3 (en) * | 2006-02-23 | 2010-12-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel sheet having excellent formability |
| WO2011013838A1 (ja) * | 2009-07-28 | 2011-02-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN102719753A (zh) * | 2012-05-28 | 2012-10-10 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其制造方法 |
| US9115416B2 (en) | 2011-12-19 | 2015-08-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability |
| US9297060B2 (en) | 2009-02-02 | 2016-03-29 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same |
| US9611524B2 (en) | 2012-03-30 | 2017-04-04 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio high-strength steel sheet having excellent workability |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04224635A (ja) * | 1990-12-26 | 1992-08-13 | Kawasaki Steel Corp | 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法 |
| JPH05179396A (ja) * | 1991-12-27 | 1993-07-20 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH07278656A (ja) * | 1994-04-04 | 1995-10-24 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| JPH11152544A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-06-08 | Kawasaki Steel Corp | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法 |
-
2000
- 2000-02-02 JP JP2000024634A patent/JP4193315B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH04224635A (ja) * | 1990-12-26 | 1992-08-13 | Kawasaki Steel Corp | 材質均一性に優れた高加工性熱延高張力鋼板の製造方法 |
| JPH05179396A (ja) * | 1991-12-27 | 1993-07-20 | Kawasaki Steel Corp | 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH07278656A (ja) * | 1994-04-04 | 1995-10-24 | Nippon Steel Corp | 低降伏比高張力鋼の製造方法 |
| JPH11152544A (ja) * | 1997-09-11 | 1999-06-08 | Kawasaki Steel Corp | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板及びその製造方法並びに冷延鋼板の製造方法 |
| JPH1192859A (ja) * | 1997-09-18 | 1999-04-06 | Kawasaki Steel Corp | 超微細組織を有する高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
Cited By (38)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2003073772A (ja) * | 2001-08-31 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corp | めっき性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US7833363B2 (en) | 2003-03-26 | 2010-11-16 | Kobe Steel, Ltd. | Method for producing high-strength forged parts having high reduction of area |
| US7314532B2 (en) * | 2003-03-26 | 2008-01-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same |
| EP1666623A1 (en) * | 2003-09-24 | 2006-06-07 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for working |
| EP1666623A4 (en) * | 2003-09-24 | 2006-11-29 | Nippon Steel Corp | HOT ROLLED STEEL SHEET TO WORK |
| US7381478B2 (en) | 2003-09-24 | 2008-06-03 | Nippon Steel Corporation | Hot rolled steel sheet for processing and method for manufacturing the same |
| JP2005179703A (ja) * | 2003-12-16 | 2005-07-07 | Kobe Steel Ltd | 伸び、及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板 |
| AU2005200300C1 (en) * | 2004-01-29 | 2008-03-06 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing same |
| US7413617B2 (en) * | 2004-12-21 | 2008-08-19 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | Composite structure sheet steel with excellent elongation and stretch flange formability |
| JP4710558B2 (ja) * | 2005-11-15 | 2011-06-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| JP2007138189A (ja) * | 2005-11-15 | 2007-06-07 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 |
| EP1826287A3 (en) * | 2006-02-23 | 2010-12-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength steel sheet having excellent formability |
| GB2445749A (en) * | 2006-10-18 | 2008-07-23 | Kobe Steel Ltd | Dual-phase steel sheet |
| GB2445749B (en) * | 2006-10-18 | 2009-06-03 | Kobe Steel Ltd | High strength steel sheet and method for producing the same |
| JP2008231480A (ja) * | 2007-03-19 | 2008-10-02 | Jfe Steel Kk | 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法 |
| EP2138600A1 (en) * | 2007-03-30 | 2009-12-30 | JFE Steel Corporation | High-strength hot-dip zinc-coated steel sheet |
| EP2138600A4 (en) * | 2007-03-30 | 2014-01-01 | Jfe Steel Corp | HOT GALVANIZED STEEL SHEET HIGH RESISTANCE |
| JP2009144225A (ja) * | 2007-12-18 | 2009-07-02 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP2009149937A (ja) * | 2007-12-20 | 2009-07-09 | Jfe Steel Corp | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| AU2009229885B2 (en) * | 2008-03-27 | 2011-11-10 | Nippon Steel Corporation | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet which have excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same |
| WO2009119751A1 (ja) * | 2008-03-27 | 2009-10-01 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、及びそれらの製造方法 |
| US8163108B2 (en) | 2008-03-27 | 2012-04-24 | 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 |
| KR101090663B1 (ko) | 2008-03-27 | 2011-12-07 | 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 | 성형성과 용접성이 우수한 고강도 냉연 강판, 고강도 아연 도금 강판, 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판 및 그들의 제조 방법 |
| JP2010024522A (ja) * | 2008-07-23 | 2010-02-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| EP2182080A1 (en) | 2008-10-30 | 2010-05-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| US8133330B2 (en) | 2008-10-30 | 2012-03-13 | Kobe Steel, Ltd. | High yield ratio and high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability and production method thereof |
| US9297060B2 (en) | 2009-02-02 | 2016-03-29 | Jfe Steel Corporation | High strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same |
| AU2010278044B2 (en) * | 2009-07-28 | 2013-10-03 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| KR101247862B1 (ko) | 2009-07-28 | 2013-03-26 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP2011047038A (ja) * | 2009-07-28 | 2011-03-10 | Jfe Steel Corp | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| CN102471852A (zh) * | 2009-07-28 | 2012-05-23 | 杰富意钢铁株式会社 | 高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| AU2010278044C1 (en) * | 2009-07-28 | 2014-06-05 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US9039847B2 (en) | 2009-07-28 | 2015-05-26 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| WO2011013838A1 (ja) * | 2009-07-28 | 2011-02-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| US9534269B2 (en) | 2009-07-28 | 2017-01-03 | Jfe Steel Corporation | High strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US9115416B2 (en) | 2011-12-19 | 2015-08-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability |
| US9611524B2 (en) | 2012-03-30 | 2017-04-04 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio high-strength steel sheet having excellent workability |
| CN102719753A (zh) * | 2012-05-28 | 2012-10-10 | 江苏省沙钢钢铁研究院有限公司 | 一种低屈强比高强度钢板及其制造方法 |
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