JP2002212674A - 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法Info
- Publication number
- JP2002212674A JP2002212674A JP2001011215A JP2001011215A JP2002212674A JP 2002212674 A JP2002212674 A JP 2002212674A JP 2001011215 A JP2001011215 A JP 2001011215A JP 2001011215 A JP2001011215 A JP 2001011215A JP 2002212674 A JP2002212674 A JP 2002212674A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- ductility
- steel sheet
- hole expandability
- rolled 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
Landscapes
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 ５９０Ｎ／ｍｍ2 以上の引張強度を有し、優
れた穴拡げ性と延性を有する高強度冷延鋼板を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Ｓｉ：0.
3 〜1.5 ％、Ｍｎ：0.5〜2.5 ％、Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.009 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｍｇ：0.0005〜
0.01％、Ａｌ：0.002 〜0.07％、及びＴｉ：0.003 〜0.
25％、Ｎｂ：0.003〜0.04％の１種または２種含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、更に、酸化物
の制御により、粒子径が0.005 μｍ〜5.0 μｍの範囲に
あるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、Ｓｉ
Ｏ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複
合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、
１．０×１０ 7 個含み、鋼組織をフェライト組織を主と
し残ベイナイト組織とする。
れた穴拡げ性と延性を有する高強度冷延鋼板を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Ｓｉ：0.
3 〜1.5 ％、Ｍｎ：0.5〜2.5 ％、Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.009 ％以下、Ｎ：0.010 ％以下、Ｍｇ：0.0005〜
0.01％、Ａｌ：0.002 〜0.07％、及びＴｉ：0.003 〜0.
25％、Ｎｂ：0.003〜0.04％の１種または２種含有し、
残部が鉄および不可避的不純物からなり、更に、酸化物
の制御により、粒子径が0.005 μｍ〜5.0 μｍの範囲に
あるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、Ｓｉ
Ｏ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複
合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、
１．０×１０ 7 個含み、鋼組織をフェライト組織を主と
し残ベイナイト組織とする。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、主としてプレス加
工される自動車用鋼板を対象とし、５９０Ｎ／ｍｍ2 以
上の引張強度を有し、穴拡げ性と延性に優れた高強度冷
延鋼板及びその製造方法に関するものである。
工される自動車用鋼板を対象とし、５９０Ｎ／ｍｍ2 以
上の引張強度を有し、穴拡げ性と延性に優れた高強度冷
延鋼板及びその製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車の燃費改善対策としての車
体軽量化、部品の一体成形によるコストダウンのニーズ
が強まり、プレス成形性に優れた冷延高強度鋼板の開発
が進められてきた。従来、加工用冷延鋼板としてはフェ
ライト・マルテンサイト組織からなるＤｕａｌ Ｐｈａ
ｓｅ鋼板が知られている。Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板
は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複
合組織で構成されており、著しく硬度の異なる両相の界
面からボイドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣
る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求され
る用途には不向きであった。例えば、特開平３−９４０
１７号公報に見られるように残留オーステナイトとマル
テンサイトを主体とする組識の例があるが、この例のよ
うに硬質な２相が共存していると穴拡げ率は十分な値を
得難い。さらにＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼より均一伸びに
優れたＴＲＩＰ鋼も知られているが加工誘起変態に伴う
体積膨張により内部ひずみが生じるため局部成形におい
ては優位性を示さない。
体軽量化、部品の一体成形によるコストダウンのニーズ
が強まり、プレス成形性に優れた冷延高強度鋼板の開発
が進められてきた。従来、加工用冷延鋼板としてはフェ
ライト・マルテンサイト組織からなるＤｕａｌ Ｐｈａ
ｓｅ鋼板が知られている。Ｄｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼板
は、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の複
合組織で構成されており、著しく硬度の異なる両相の界
面からボイドが発生して割れを生じるため穴拡げ性に劣
る問題があり、足廻り部品等の高い穴拡げ性が要求され
る用途には不向きであった。例えば、特開平３−９４０
１７号公報に見られるように残留オーステナイトとマル
テンサイトを主体とする組識の例があるが、この例のよ
うに硬質な２相が共存していると穴拡げ率は十分な値を
得難い。さらにＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼より均一伸びに
優れたＴＲＩＰ鋼も知られているが加工誘起変態に伴う
体積膨張により内部ひずみが生じるため局部成形におい
ては優位性を示さない。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】本発明は５９０Ｎ／ｍ
ｍ2 クラス以上の冷延鋼板に関するもので、優れた穴拡
げ性と延性を両立した高強度冷延鋼板を提供しようとす
るものである。
ｍ2 クラス以上の冷延鋼板に関するもので、優れた穴拡
げ性と延性を両立した高強度冷延鋼板を提供しようとす
るものである。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の課題解決のため
種々実験、検討を重ねた結果、穴拡げ性の改善には打抜
き穴のクラックの状態が重要であることはよく知られる
ところであるが、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇ
を添加することで打抜き穴の断面に発生するクラックを
微細均一化することが可能であることを見出した。そし
て、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核にした（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物を均一微細に分散析出させる
ことにより、打抜き時に微細ボイドを発生させることで
の応力の集中を緩和しうることが考えられ、粗大クラッ
クの発生を抑制し穴拡げ性を向上させていると考えられ
る。これより、この発明をなすに至ったのである。これ
まで、Ｍｇ添加による酸化物を利用した提案には、例え
ば特開平１１−３２３４８８号公報による面内異方性改
善に関する提案ではＭｇ酸化物による再結晶時の面方位
の優先的な核生成・成長を抑制する事を目的にしてお
り、特開平１１−２３６６４５号公報の溶接部の靭性に
関する提案ではＭｇ複合酸化物により超大入熱溶接時の
ＨＡＺ部のγ粒の成長を抑制することを目的としてい
る。これらはいずれも微細酸化物によるピンニングによ
る効果を利用したものであり、本発明の打抜き時、介在
物により発生する微細ボイドを利用するものとは異な
り、これらを目的とする鋼板において穴拡げ性が向上し
ているかはさだかではない。本発明の要旨は、下記の通
りである。
種々実験、検討を重ねた結果、穴拡げ性の改善には打抜
き穴のクラックの状態が重要であることはよく知られる
ところであるが、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇ
を添加することで打抜き穴の断面に発生するクラックを
微細均一化することが可能であることを見出した。そし
て、鋼板中に存在する酸化物とこれらを核にした（Ｎ
ｂ、Ｔｉ）Ｎの複合析出物を均一微細に分散析出させる
ことにより、打抜き時に微細ボイドを発生させることで
の応力の集中を緩和しうることが考えられ、粗大クラッ
クの発生を抑制し穴拡げ性を向上させていると考えられ
る。これより、この発明をなすに至ったのである。これ
まで、Ｍｇ添加による酸化物を利用した提案には、例え
ば特開平１１−３２３４８８号公報による面内異方性改
善に関する提案ではＭｇ酸化物による再結晶時の面方位
の優先的な核生成・成長を抑制する事を目的にしてお
り、特開平１１−２３６６４５号公報の溶接部の靭性に
関する提案ではＭｇ複合酸化物により超大入熱溶接時の
ＨＡＺ部のγ粒の成長を抑制することを目的としてい
る。これらはいずれも微細酸化物によるピンニングによ
る効果を利用したものであり、本発明の打抜き時、介在
物により発生する微細ボイドを利用するものとは異な
り、これらを目的とする鋼板において穴拡げ性が向上し
ているかはさだかではない。本発明の要旨は、下記の通
りである。
【０００５】（１）重量％にてＣ ：０．０１％以上、
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が０．００
５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯ
を含みＡｌ2 Ｏ3、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１
種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり
１．０×１０3 個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼
組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とする
ことを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼
板。
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、粒子径が０．００
５μｍ〜５．０μｍの範囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯ
を含みＡｌ2 Ｏ3、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１
種もしくは２種以上の複合酸化物が１平方ｍｍあたり
１．０×１０3 個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼
組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織とする
ことを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼
板。
【０００６】（２）重量％にてＣ ：０．０１％以上、
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、粒子径が
０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを
含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の1 種
もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その
周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そ
のサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの範囲の析出物が
１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、１．０×１０
7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイ
ナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優
れた高強度冷延鋼板。
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、粒子径が
０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを
含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の1 種
もしくは２種以上の複合酸化物とこれを核にして、その
周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析出物のうち、そ
のサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの範囲の析出物が
１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、１．０×１０
7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイ
ナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優
れた高強度冷延鋼板。
【０００７】（３）重量％にてＣ ：０．０１％以上、
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｃａ：
０．０００５％以上、０．０１００％以下ＲＥＭ元素の
合計：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種
または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあ
るＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3、ＳｉＯ2 、
ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複合酸化
物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、１．０×
１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残
ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性
に優れた高強度冷延鋼板。
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｃａ：
０．０００５％以上、０．０１００％以下ＲＥＭ元素の
合計：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種
または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範囲にあ
るＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3、ＳｉＯ2 、
ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複合酸化
物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、１．０×
１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を主とし残
ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性
に優れた高強度冷延鋼板。
【０００８】（４）重量％にてＣ ：０．０１％以上、
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｃａ：
０．０００５％以上、０．０１００％以下ＲＥＭ元素の
合計：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種
または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯま
たは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、Ｔ
ｉ2 Ｏ3 の1 種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを
核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析
出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの
範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以
上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組
織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴
拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
０．２０％以下、Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、
Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、Ｐ ：０．１０％
以下、Ｓ ：０．００９％以下、Ｎ ：０．０１０％以
下、Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、Ａ
ｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、およびＴｉ：
０．００３％以上、０．２５％以下、Ｎｂ：０．００３
％以上、０．０４％以下の１種または２種含有し、残部
が鉄および不可避的不純物からなり、さらに、Ｃａ：
０．０００５％以上、０．０１００％以下ＲＥＭ元素の
合計：０．０００５％以上、０．０１００％以下の１種
または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純物から
なり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭｇＯま
たは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2、ＭｎＯ、Ｔ
ｉ2 Ｏ3 の1 種もしくは２種以上の複合酸化物とこれを
核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する複合析
出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０μｍの
範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以
上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組
織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴
拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。
【０００９】（５）請求項１又は請求項２又は請求項３
又は請求項４に記した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延
し、その後、連続焼鈍する際において、７００℃以上、
９００℃以下の温度にて１０秒以上保持し、その後の冷
却において、冷却終了温度を３５０℃以上、６００℃以
下とし、この温度範囲に３０ｓ以上保持することを特徴
とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト
組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。
又は請求項４に記した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延
し、その後、連続焼鈍する際において、７００℃以上、
９００℃以下の温度にて１０秒以上保持し、その後の冷
却において、冷却終了温度を３５０℃以上、６００℃以
下とし、この温度範囲に３０ｓ以上保持することを特徴
とする、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト
組織とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。
【００１０】（６）請求項１又は請求項２又は請求項３
又は請求項４に記した鋼、および、請求項５に記した鋼
の製造方法における溶製工程の成分調整段階において、
ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加し、その後にＭｇ
とＡｌを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優
れた高強度冷延鋼板の製造方法。
又は請求項４に記した鋼、および、請求項５に記した鋼
の製造方法における溶製工程の成分調整段階において、
ＳｉとＭｎを添加した後、Ｔｉを添加し、その後にＭｇ
とＡｌを添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優
れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１１】（７）請求項５又請求項６において、Ｍｇ
の希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ
（希土類元素）の1 種あるいは２種以上から成るＭｇ合
金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。
の希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ
（希土類元素）の1 種あるいは２種以上から成るＭｇ合
金を用いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。
【００１２】（８）請求項７において、Ｍｇ合金中のＭ
ｇ濃度が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴
拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
ｇ濃度が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴
拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。
【００１３】（９）請求項６から８において、Ｍｇ合金
中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であるこ
とを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板
の製造方法。
中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であるこ
とを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板
の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】本発明は穴拡げ性の改善のために
打抜き穴の粗大クラックを抑制するため、Ｍｇを添加
し、酸化物を均一微細析出させ、これにより、打抜き時
の粗大クラックの発生を抑制させ穴拡げ性を改善させる
ものである。以下に本発明の個々の構成要件について詳
細に説明する。まず、本発明の成分の限定理由について
述べる。
打抜き穴の粗大クラックを抑制するため、Ｍｇを添加
し、酸化物を均一微細析出させ、これにより、打抜き時
の粗大クラックの発生を抑制させ穴拡げ性を改善させる
ものである。以下に本発明の個々の構成要件について詳
細に説明する。まず、本発明の成分の限定理由について
述べる。
【００１５】Ｃは、鋼の加工性に影響を及ぼす元素であ
り、含有量が多くなると、加工性は劣化する。特に０．
２０％を超えると穴拡げ性に有害な炭化物（パーライ
ト、セメンタイト）が生成するので、０．２０％以下、
ただし、好ましくは０．１５％以下が望ましい。また、
強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
り、含有量が多くなると、加工性は劣化する。特に０．
２０％を超えると穴拡げ性に有害な炭化物（パーライ
ト、セメンタイト）が生成するので、０．２０％以下、
ただし、好ましくは０．１５％以下が望ましい。また、
強度確保の面で０．０１％以上は必要である。
【００１６】Ｓｉは、有害な炭化物の生成を抑えフェラ
イト組織主体＋残ベイナイトの複合組織を得るために重
要な元素である。また、Ｓｉ添加により強度と延性の両
立させる作用もある。このような作用を得るためには
０．３％以上の添加が必要である。しかし、添加量が増
加すると化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化す
るため１．５％を上限とする。
イト組織主体＋残ベイナイトの複合組織を得るために重
要な元素である。また、Ｓｉ添加により強度と延性の両
立させる作用もある。このような作用を得るためには
０．３％以上の添加が必要である。しかし、添加量が増
加すると化成処理性が低下するほか、点溶接性も劣化す
るため１．５％を上限とする。
【００１７】Ｍｎは、強度確保に必要な元素であり、最
低０．５０％の添加が必要である。しかし、多量に添加
するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、こ
れらは穴拡げ性を劣化させる。これより２．５０％を上
限とする。
低０．５０％の添加が必要である。しかし、多量に添加
するとミクロ偏析、マクロ偏析が起こりやすくなり、こ
れらは穴拡げ性を劣化させる。これより２．５０％を上
限とする。
【００１８】Ｐは鋼板の強度を上げる元素であるが、添
加量が高いと溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす
元素である。これより、０．１０％以下とし、好ましく
は０．０３％以下が望ましい。
加量が高いと溶接性、加工性、靭性の劣化を引き起こす
元素である。これより、０．１０％以下とし、好ましく
は０．０３％以下が望ましい。
【００１９】ＳはＭｎＳ等の非金属介在物を生成し、延
性穴拡げ性を劣化させるので鋼中に存在しない方が好ま
しい元素であり、添加量は少ない程望ましく、０．００
９％以下とする。ただし、０．００５％以下でこの効果
は顕著に現れるため０．００５％以下が望ましい。
性穴拡げ性を劣化させるので鋼中に存在しない方が好ま
しい元素であり、添加量は少ない程望ましく、０．００
９％以下とする。ただし、０．００５％以下でこの効果
は顕著に現れるため０．００５％以下が望ましい。
【００２０】Ｎは、加工性を確保するためには少ない方
が良い。０．０１０％を越えると加工性が劣化してくる
ので、０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％
以下が望ましい。
が良い。０．０１０％を越えると加工性が劣化してくる
ので、０．０１０％以下とし、好ましくは０．００５％
以下が望ましい。
【００２１】Ｍｇは、本発明における最も重要な添加元
素の一つである。Ｍｇはこの添加により、酸素と結合し
て酸化物を形成するが、このとき生成されるＭｇＯまた
はＭｇＯを含むＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2
Ｏ3 の複合酸化物微細化はＭｇを添加しない従来の鋼に
比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した
分布状態となることを見出した。鋼中に微細に分散した
これらの酸化物は、明確ではないが打抜き時に微細ボイ
ドを形成し、応力集中を抑制することで粗大クラックの
発生を抑制する効果があると考えられ、穴広げ性の向上
に効果があると考えられる。ただし、０．０００５％未
満ではその効果が不十分である。一方で０．０１％超の
添加は添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、
逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、延性を劣化させ
るため上限を０．０１％とする。
素の一つである。Ｍｇはこの添加により、酸素と結合し
て酸化物を形成するが、このとき生成されるＭｇＯまた
はＭｇＯを含むＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2
Ｏ3 の複合酸化物微細化はＭｇを添加しない従来の鋼に
比べ、個々の酸化物のサイズが小さく、均一に分散した
分布状態となることを見出した。鋼中に微細に分散した
これらの酸化物は、明確ではないが打抜き時に微細ボイ
ドを形成し、応力集中を抑制することで粗大クラックの
発生を抑制する効果があると考えられ、穴広げ性の向上
に効果があると考えられる。ただし、０．０００５％未
満ではその効果が不十分である。一方で０．０１％超の
添加は添加量に対する改善代が飽和するばかりでなく、
逆に鋼の清浄度を劣化させ、穴拡げ性、延性を劣化させ
るため上限を０．０１％とする。
【００２２】Ａｌは本発明における最も重要な添加元素
の一つである。ＡｌはＭｇが添加されている時、スピネ
ル構造をもつＭｇＡｌ2 Ｏ4 複合酸化物を生成しやす
い。ＭｇＡｌ2 Ｏ4 複合酸化物はＭｇＯを含むＡｌ2 Ｏ
3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2Ｏ3 の複合酸化物のうち
最も微細な酸化物の存在状態のひとつであり、酸化物の
分散状態を均一微細化するのに効果的であると考えられ
る。このため、打抜き時に微細ボイドを形成し、これが
応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制す
る効果があると考えられ、穴広げ性の向上に効果がある
と考えられる。これより０．００２％以上添加する。た
だし添加量が増加するとＭｇ添加の効果を阻害するた
め、０．０７％以下とする。特に複合酸化物のうちＭｇ
Ａｌ複合酸化物の酸化物に占める割合を向上し酸化物の
微細化を効率よく達成させるためには添加量は０．００
２％〜０．０７％が望ましい。
の一つである。ＡｌはＭｇが添加されている時、スピネ
ル構造をもつＭｇＡｌ2 Ｏ4 複合酸化物を生成しやす
い。ＭｇＡｌ2 Ｏ4 複合酸化物はＭｇＯを含むＡｌ2 Ｏ
3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2Ｏ3 の複合酸化物のうち
最も微細な酸化物の存在状態のひとつであり、酸化物の
分散状態を均一微細化するのに効果的であると考えられ
る。このため、打抜き時に微細ボイドを形成し、これが
応力集中を抑制することで粗大クラックの発生を抑制す
る効果があると考えられ、穴広げ性の向上に効果がある
と考えられる。これより０．００２％以上添加する。た
だし添加量が増加するとＭｇ添加の効果を阻害するた
め、０．０７％以下とする。特に複合酸化物のうちＭｇ
Ａｌ複合酸化物の酸化物に占める割合を向上し酸化物の
微細化を効率よく達成させるためには添加量は０．００
２％〜０．０７％が望ましい。
【００２３】Ｔｉ、Ｎｂは本発明における最も重要な添
加元素の一つである。Ｔｉ、Ｎｂは微細均一に析出して
いる酸化物のうち特に小さいＭｇＯまたはＭｇＡｌ2 Ｏ
4 を主とする複合酸化物を核に析出し、これら酸化物上
に析出することで析出物サイズを大きくし、ＭｇＯまた
はＭｇＡｌ2 Ｏ4 の微細ボイド形成を助成する働きがあ
ると考えられる。また、強度の増加にも有効である。こ
れらの結果を有効に発揮させるためにはＮｂ、Ｔｉとも
に少なくとも０．００３％の添加が必要であり、０．０
１％以上の添加が望ましい。しかし、これらの添加が過
度になると析出強化により延性が劣化するため、上限と
してＴｉは０．１５％以下、Ｎｂは０．０４％以下とす
る。これらの元素は単独で添加しても効果があり、複合
添加しても効果がある。
加元素の一つである。Ｔｉ、Ｎｂは微細均一に析出して
いる酸化物のうち特に小さいＭｇＯまたはＭｇＡｌ2 Ｏ
4 を主とする複合酸化物を核に析出し、これら酸化物上
に析出することで析出物サイズを大きくし、ＭｇＯまた
はＭｇＡｌ2 Ｏ4 の微細ボイド形成を助成する働きがあ
ると考えられる。また、強度の増加にも有効である。こ
れらの結果を有効に発揮させるためにはＮｂ、Ｔｉとも
に少なくとも０．００３％の添加が必要であり、０．０
１％以上の添加が望ましい。しかし、これらの添加が過
度になると析出強化により延性が劣化するため、上限と
してＴｉは０．１５％以下、Ｎｂは０．０４％以下とす
る。これらの元素は単独で添加しても効果があり、複合
添加しても効果がある。
【００２４】Ｃａは硫化物系の介在物の形状制御し、穴
拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるた
めには０．０００５％以上の添加が必要である。一方、
多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ
性、延性を損なう。これより上限を０．０１００％とす
る。
拡げ性の向上に有効である。これを有効に発揮させるた
めには０．０００５％以上の添加が必要である。一方、
多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるため穴拡げ
性、延性を損なう。これより上限を０．０１００％とす
る。
【００２５】ＲＥＭ元素はＣａと同様の効果を有する。
すなわち、硫化物系の介在物を形状制御し、穴拡げ性の
向上に有効である。これを有効に発揮させるためにはＲ
ＥＭ元素の合計で０．０００５％以上の添加が必要であ
る。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるた
め穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を０．０１０
０％とする。
すなわち、硫化物系の介在物を形状制御し、穴拡げ性の
向上に有効である。これを有効に発揮させるためにはＲ
ＥＭ元素の合計で０．０００５％以上の添加が必要であ
る。一方、多量の添加は逆に鋼の清浄度を悪化させるた
め穴拡げ性、延性を損なう。これより上限を０．０１０
０％とする。
【００２６】酸化物としてはＭｇＯまたは、ＭｇＯを含
みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種も
しくは２種以上の複合酸化物がよい。本発明者らが鋭意
検討した結果、複合酸化物のうちＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ
4 とこれ以外の複合酸化物とで異なった存在状態にて微
細クラックの形成に効果を発揮しており、これらはとも
にＭｇ添加によって得られる効果であり、相乗効果によ
って穴拡げ性を向上させていることがわかった。
みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種も
しくは２種以上の複合酸化物がよい。本発明者らが鋭意
検討した結果、複合酸化物のうちＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ
4 とこれ以外の複合酸化物とで異なった存在状態にて微
細クラックの形成に効果を発揮しており、これらはとも
にＭｇ添加によって得られる効果であり、相乗効果によ
って穴拡げ性を向上させていることがわかった。
【００２７】ＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 は主に（Ｎｂ、Ｔ
ｉ）Ｎを周辺に析出させることで微細ボイド形成の効果
を得ており、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 は均一な分散析出
の核として寄与していると考えられる。一方で、Ｍｇ
Ｏ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 以外の微細な複合酸化物はＭｇＯと
の複合酸化物化により微細分散析出し、（Ｎｂ、Ｔｉ）
Ｎを周辺に析出させることなく酸化物単独にて微細ボイ
ド形成の効果がある。特に、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 以
外の微細な複合酸化物としてはＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ 3 、Ｓ
ｉＯ2 主体の複合酸化物がほとんどであり、この時、全
体に占めるＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 酸化物の割合
は９０％以上である。
ｉ）Ｎを周辺に析出させることで微細ボイド形成の効果
を得ており、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 は均一な分散析出
の核として寄与していると考えられる。一方で、Ｍｇ
Ｏ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 以外の微細な複合酸化物はＭｇＯと
の複合酸化物化により微細分散析出し、（Ｎｂ、Ｔｉ）
Ｎを周辺に析出させることなく酸化物単独にて微細ボイ
ド形成の効果がある。特に、ＭｇＯ、ＭｇＡｌ2 Ｏ4 以
外の微細な複合酸化物としてはＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ 3 、Ｓ
ｉＯ2 主体の複合酸化物がほとんどであり、この時、全
体に占めるＭｇＯ、Ａｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2 酸化物の割合
は９０％以上である。
【００２８】酸化物の粒子径は０．００５μｍ未満では
これを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの析出も少ないこと、
一方で、このサイズの酸化物は（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合
析出なしでは微細クラックを発生させる核とはなり難
く、微細ボイド生成の効果が得られ難くなるため０．０
０５μｍ以上とする。逆に５．０μｍ超では粒子数の確
保が困難であり、また、粗大析出物は延性の劣化を招く
ため５．０μｍ以下とする。
これを核にした（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの析出も少ないこと、
一方で、このサイズの酸化物は（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの複合
析出なしでは微細クラックを発生させる核とはなり難
く、微細ボイド生成の効果が得られ難くなるため０．０
０５μｍ以上とする。逆に５．０μｍ超では粒子数の確
保が困難であり、また、粗大析出物は延性の劣化を招く
ため５．０μｍ以下とする。
【００２９】酸化物と複合析出物のサイズはこれが小さ
い時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮でき
ない。従って、０．００５μｍ以上とする。一方、５．
０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、これが粗大ク
ラックの生成を助長し穴拡げ性を低減させるため５．０
μｍ以下とする。
い時、微細ボイドの起点とならないため効果を発揮でき
ない。従って、０．００５μｍ以上とする。一方、５．
０μｍ超では粒子数の確保が困難であり、これが粗大ク
ラックの生成を助長し穴拡げ性を低減させるため５．０
μｍ以下とする。
【００３０】析出物密度は個数が少ないと、打抜き時に
発生する微細ボイドが不足し、粗大なクラックの発生を
抑制する効果が得られないと考えられる。この効果を得
るには１平方ｍｍあたり１．０×１０3 以上必要であ
る。一方で個数が多くなると効果は飽和し、逆に延性を
劣化させるため、１．０×１０7 個以下とする。ただ
し、この効果の飽和と延性のバランスから１．０×１０
6 個以下が望ましい。
発生する微細ボイドが不足し、粗大なクラックの発生を
抑制する効果が得られないと考えられる。この効果を得
るには１平方ｍｍあたり１．０×１０3 以上必要であ
る。一方で個数が多くなると効果は飽和し、逆に延性を
劣化させるため、１．０×１０7 個以下とする。ただ
し、この効果の飽和と延性のバランスから１．０×１０
6 個以下が望ましい。
【００３１】また、穴拡げ性を高める手段として打抜き
穴の性状の他、母材の局部延性能を高めることが効果的
である。母材の局部延性能を高めるためには組織の均一
化が有効であるが、単相鋼では本発明の目的とする強度
において延性の劣化が大きく、目的とする特性が得られ
ない。このため、鋼の組織としてはフェライト組織主体
の複合組織とする。但し、フェライト組織の占有率が高
く単相鋼となると延性または強度の低下を引き起こし、
また、この占有率が低い時、伸びの低い第２相の影響を
受け、延性が低下する。このため、フェライト組織の占
有率は５０％以上、９５％以下が望ましい。また、残り
の組織はこれが、マルテンサイト、粗大セメンタイト、
パーライト組織であるとき、フェライト組織とこれらの
組織の界面でクラックが発生し局部変形能が低下する。
一方で、ベイナイト組織はフェライト組織中に微細なセ
メンタイトの分散した組織であり、母材の局部延性能を
低下させないため、鋼の組織としてフェライト組織を主
体とし、残ベイナイト組織とする。
穴の性状の他、母材の局部延性能を高めることが効果的
である。母材の局部延性能を高めるためには組織の均一
化が有効であるが、単相鋼では本発明の目的とする強度
において延性の劣化が大きく、目的とする特性が得られ
ない。このため、鋼の組織としてはフェライト組織主体
の複合組織とする。但し、フェライト組織の占有率が高
く単相鋼となると延性または強度の低下を引き起こし、
また、この占有率が低い時、伸びの低い第２相の影響を
受け、延性が低下する。このため、フェライト組織の占
有率は５０％以上、９５％以下が望ましい。また、残り
の組織はこれが、マルテンサイト、粗大セメンタイト、
パーライト組織であるとき、フェライト組織とこれらの
組織の界面でクラックが発生し局部変形能が低下する。
一方で、ベイナイト組織はフェライト組織中に微細なセ
メンタイトの分散した組織であり、母材の局部延性能を
低下させないため、鋼の組織としてフェライト組織を主
体とし、残ベイナイト組織とする。
【００３２】本発明で規定した介在物の分散状態は例え
ば以下の方法により定量的に測定される。母材鋼板の任
意の場所から抽出レプリカ試料を作成し、これを前記の
透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率は５０００〜２
００００倍で少なくとも５０００μｍ2 以上の面積にわ
たって観察し、対象となる複合介在物の個数を測定し、
単位面積当たりの個数に換算する。この時、酸化物と
（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの同定にはＴＥＭに付属のエネルギー
分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析とＴＥＭに
よる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。こ
のような同定を測定する全ての複合介在物に対して行う
ことが煩雑な場合、簡易的に次に手順による。まず、対
象となるサイズの個数を形状、サイズ別に上記の要領に
て測定し、これらのうち、形状、サイズの異なる全てに
対し、各々１０個以上に対し上記の要領にて同定を行
い、酸化物と（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの割合を算出する。そし
て、はじめに測定された介在物の個数にこの割合を掛け
合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する
場合、熱処理によって炭化物を凝集粗大化、または溶解
させ対象とする複合介在物の観察を容易にすることがで
きる。
ば以下の方法により定量的に測定される。母材鋼板の任
意の場所から抽出レプリカ試料を作成し、これを前記の
透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて倍率は５０００〜２
００００倍で少なくとも５０００μｍ2 以上の面積にわ
たって観察し、対象となる複合介在物の個数を測定し、
単位面積当たりの個数に換算する。この時、酸化物と
（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの同定にはＴＥＭに付属のエネルギー
分散型Ｘ線分光法（ＥＤＳ）による組成分析とＴＥＭに
よる電子線回折像の結晶構造解析によって行われる。こ
のような同定を測定する全ての複合介在物に対して行う
ことが煩雑な場合、簡易的に次に手順による。まず、対
象となるサイズの個数を形状、サイズ別に上記の要領に
て測定し、これらのうち、形状、サイズの異なる全てに
対し、各々１０個以上に対し上記の要領にて同定を行
い、酸化物と（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎの割合を算出する。そし
て、はじめに測定された介在物の個数にこの割合を掛け
合わせる。鋼中の炭化物が以上のＴＥＭ観察を邪魔する
場合、熱処理によって炭化物を凝集粗大化、または溶解
させ対象とする複合介在物の観察を容易にすることがで
きる。
【００３３】次に製造方法について説明する。熱延工程
の仕上圧延終了温度はフェライトの生成を妨げ、穴拡げ
性を良好にするためＡｒ3 変態点以上とする必要があ
る。冷間圧延は通常の方法に従い、冷延率は４０％から
８０％でよい。連続焼鈍工程では、まず、７００℃以
上、９００℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識
が不均一となる。この際、層状の組識を解消するために
は１０秒以上の保持が必要である。一方、これを超える
温度ではオーステナイト粒が大きくなり製品の組識が粗
くなる。また、経済的な点からも焼鈍温度は９００℃以
下とする。続いて、冷却終了温度を３５０℃以上、６０
０℃以下の温度とする。３５０℃未満ではマルテンサイ
ト変態により、マルテンサイトの量が増えるとともに、
変態によるひずみ量が増大して穴拡げ性の劣化を招く。
６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくな
り、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。また、３５０℃以
上、６００℃以下の温度域で３０ｓ以上保持する。これ
以下の保持ではベイナイト生成が不十分な上、冷却によ
り発生する多量のひずみを解消することができないため
に３０秒以上の保持が必要である。
の仕上圧延終了温度はフェライトの生成を妨げ、穴拡げ
性を良好にするためＡｒ3 変態点以上とする必要があ
る。冷間圧延は通常の方法に従い、冷延率は４０％から
８０％でよい。連続焼鈍工程では、まず、７００℃以
上、９００℃以下の温度で焼鈍する。これ未満では組識
が不均一となる。この際、層状の組識を解消するために
は１０秒以上の保持が必要である。一方、これを超える
温度ではオーステナイト粒が大きくなり製品の組識が粗
くなる。また、経済的な点からも焼鈍温度は９００℃以
下とする。続いて、冷却終了温度を３５０℃以上、６０
０℃以下の温度とする。３５０℃未満ではマルテンサイ
ト変態により、マルテンサイトの量が増えるとともに、
変態によるひずみ量が増大して穴拡げ性の劣化を招く。
６００℃を超えるとオーステナイトが残留しやすくな
り、遅れ破壊の問題が生じ易くなる。また、３５０℃以
上、６００℃以下の温度域で３０ｓ以上保持する。これ
以下の保持ではベイナイト生成が不十分な上、冷却によ
り発生する多量のひずみを解消することができないため
に３０秒以上の保持が必要である。
【００３４】次に溶製工程における成分調整段階の添加
順序は本発明者らが鋭意検討した結果、ＳｉとＭｎを添
加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する
ことを行うとき、溶鋼中へのＭｇ歩留が増加すること
と、さらに酸化物のサイズがより微細化して、本発明で
請求している酸化物のサイズの分散状態が安定に得られ
易くなることから、より好ましい。
順序は本発明者らが鋭意検討した結果、ＳｉとＭｎを添
加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する
ことを行うとき、溶鋼中へのＭｇ歩留が増加すること
と、さらに酸化物のサイズがより微細化して、本発明で
請求している酸化物のサイズの分散状態が安定に得られ
易くなることから、より好ましい。
【００３５】Ｍｇは溶鋼中での揮発性が高く、Ｍｇ純金
属で溶鋼中へ投入するとＭｇ歩留が非常に低い。このた
め、Ｍｇは希釈溶媒金属との合金の形で溶鋼中へ投入す
る。このとき、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇの
希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ
（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合
金を用いたとき、鋼中へ残存するＭｇ量は向上し、これ
ら以外の金属を主体とする合金では、効果が得られなか
った。Ｍｇの希釈溶媒金属としてＭｇと原子間引力の相
互作用を有するＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土
類元素）を選び、これらのうち、１種あるいは２種以上
から成るＭｇ合金を用いて溶鋼中へのＭｇの投入を行う
ことが好ましい。ここで希土類元素の範囲は、例えば理
化学辞典第５版、３０９頁、岩波書店、１９９８年発行
の記載通り、周期律表３族に属するＳｃ、Ｙおよびラン
タノイド（原子番号５７のＬａから７１のＬｕ）の総称
である。
属で溶鋼中へ投入するとＭｇ歩留が非常に低い。このた
め、Ｍｇは希釈溶媒金属との合金の形で溶鋼中へ投入す
る。このとき、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍｇの
希釈溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ
（希土類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合
金を用いたとき、鋼中へ残存するＭｇ量は向上し、これ
ら以外の金属を主体とする合金では、効果が得られなか
った。Ｍｇの希釈溶媒金属としてＭｇと原子間引力の相
互作用を有するＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土
類元素）を選び、これらのうち、１種あるいは２種以上
から成るＭｇ合金を用いて溶鋼中へのＭｇの投入を行う
ことが好ましい。ここで希土類元素の範囲は、例えば理
化学辞典第５版、３０９頁、岩波書店、１９９８年発行
の記載通り、周期律表３族に属するＳｃ、Ｙおよびラン
タノイド（原子番号５７のＬａから７１のＬｕ）の総称
である。
【００３６】また、本発明者らが鋭意検討した結果、Ｍ
ｇ合金中のＭｇ濃度としては１０％未満ではＭｇ歩留が
顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個
数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。一
方、１％未満であるとＭｇ合金添加時に希釈溶媒金属が
鋼中へ過剰に溶解するため、成分調整が困難となる。従
って、合金中のＭｇ濃度は１％以上１０％未満とするこ
とが好ましい。
ｇ合金中のＭｇ濃度としては１０％未満ではＭｇ歩留が
顕著に増加することと、さらに適正な酸化物サイズと個
数が安定に得やすくなり好ましいことを見出した。一
方、１％未満であるとＭｇ合金添加時に希釈溶媒金属が
鋼中へ過剰に溶解するため、成分調整が困難となる。従
って、合金中のＭｇ濃度は１％以上１０％未満とするこ
とが好ましい。
【００３７】Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和
として１０％未満の時、Ｍｇ歩留が顕著に増加すること
と、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすく
なり好ましいことを見出した。これはＭｇ合金が溶鋼に
溶解中に生じるＭｇとこれらの元素との間の原子間反発
作用によると解釈される。従って、Ｍｇ合金中のＦｅ、
Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和は１０％未満とすることが好まし
い。本発明の鋼板はめっきを施しても本発明の効果は損
なわれない。また、電気めっき、有機複合皮膜を施した
場合も効果は損なわれない。
として１０％未満の時、Ｍｇ歩留が顕著に増加すること
と、さらに適正な酸化物サイズと個数が安定に得やすく
なり好ましいことを見出した。これはＭｇ合金が溶鋼に
溶解中に生じるＭｇとこれらの元素との間の原子間反発
作用によると解釈される。従って、Ｍｇ合金中のＦｅ、
Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和は１０％未満とすることが好まし
い。本発明の鋼板はめっきを施しても本発明の効果は損
なわれない。また、電気めっき、有機複合皮膜を施した
場合も効果は損なわれない。
【００３８】
【実施例】次に本発明を実施例に基づいて説明する．表
１に示す鋼成分の鋼を溶製するために、溶銑２７０ｔを
転炉で目標Ｃ濃度に脱炭したのち取鍋に溶鋼を移し、脱
酸と合金調整をＣＡＳ法（日本鉄鋼協会編、梶岡博幸
著、取鍋精錬法、１０４頁、地人書館、１９９７年発行
に記載）により実施した。溶鋼の脱酸をＳｉとＭｎを添
加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する
順序で行った例とそれ以外の例を表１に示す。ここでは
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ原料としてＦｅＳｉ、ＦｅＭｎ、Ｆｅ
Ｔｉを用いた。また、Ｍｇ、Ａｌは希釈溶媒金属として
Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種
あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％
以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ
の濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用いた例とこれら
以外の合金を用いた例も表１に示した。脱酸後、必要元
素を目標成分濃度範囲に調整した後、ただちに連続鋳造
機により厚さ２５０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブを製
造した。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加
熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表２に示
す焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
１に示す鋼成分の鋼を溶製するために、溶銑２７０ｔを
転炉で目標Ｃ濃度に脱炭したのち取鍋に溶鋼を移し、脱
酸と合金調整をＣＡＳ法（日本鉄鋼協会編、梶岡博幸
著、取鍋精錬法、１０４頁、地人書館、１９９７年発行
に記載）により実施した。溶鋼の脱酸をＳｉとＭｎを添
加した後、Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する
順序で行った例とそれ以外の例を表１に示す。ここでは
Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ原料としてＦｅＳｉ、ＦｅＭｎ、Ｆｅ
Ｔｉを用いた。また、Ｍｇ、Ａｌは希釈溶媒金属として
Ｓｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の１種
あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が１％
以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、Ｃｒ
の濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用いた例とこれら
以外の合金を用いた例も表１に示した。脱酸後、必要元
素を目標成分濃度範囲に調整した後、ただちに連続鋳造
機により厚さ２５０ｍｍ、幅１３００ｍｍのスラブを製
造した。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加
熱し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表２に示
す焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
【００３９】一方、表３にＭｇの添加は希釈溶媒金属と
してＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の
１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が
１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、
Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用い、溶製工
程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、
Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する脱酸を行っ
たもので、成分を変化させたものを示す。符号Ｄ〜Ｙが
本発明に従った鋼でこれ以外はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａ
ｌ、Ｍｇ、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が本発明の範囲外であ
る。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱
し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表４に示す
焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
してＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土類元素）の
１種あるいは２種以上を用い、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度が
１％以上１０％未満であり、Ｍｇ合金中のＦｅ、Ｍｎ、
Ｃｒの濃度の和が１０％未満のＭｇ合金を用い、溶製工
程の成分調整段階において、ＳｉとＭｎを添加した後、
Ｔｉを添加、その後にＭｇとＡｌを添加する脱酸を行っ
たもので、成分を変化させたものを示す。符号Ｄ〜Ｙが
本発明に従った鋼でこれ以外はＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｓ、Ａ
ｌ、Ｍｇ、Ｎｂ、Ｔｉの添加量が本発明の範囲外であ
る。これらの鋼を１２００℃以上にて加熱炉中で加熱
し、熱間圧延、酸洗、冷間圧延を施した後、表４に示す
焼鈍条件にて熱処理を行い冷延鋼板を得た。
【００４０】また、鋼板母材より抽出レプリカ試料を作
成し、前述の方法にて酸化物とこれを核に存在する（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）Ｎ複合酸化物の粒径、個数を測定し、単位面
積当たりの個数に換算した。これを表１、３に表記す
る。
成し、前述の方法にて酸化物とこれを核に存在する（Ｔ
ｉ、Ｎｂ）Ｎ複合酸化物の粒径、個数を測定し、単位面
積当たりの個数に換算した。これを表１、３に表記す
る。
【００４１】このようにして得られた冷延鋼板について
ＪＩＳ５号片による引張試験、穴拡げ試験、組織観察を
行った。穴拡げ性（λ）は径１０ｍｍの打抜き穴を６０
°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した
時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ０：１２ｍｍ）から
λ＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００ で評価した。
ＪＩＳ５号片による引張試験、穴拡げ試験、組織観察を
行った。穴拡げ性（λ）は径１０ｍｍの打抜き穴を６０
°円錐ポンチにて押し拡げ、クラックが板厚を貫通した
時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ０：１２ｍｍ）から
λ＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×１００ で評価した。
【００４２】各試験片のＴＳ、Ｅｌ、λを表２、４に示
す、図１に強度と伸びの関係を、図２に強度と穴拡げ比
の関係を示す。本発明鋼は比較鋼１と比べて穴拡げ比
が、比較鋼２と比べると穴拡げ比と伸びの両特性が高く
なっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は
穴拡げ比、延性をともに優れていることがわかる。
す、図１に強度と伸びの関係を、図２に強度と穴拡げ比
の関係を示す。本発明鋼は比較鋼１と比べて穴拡げ比
が、比較鋼２と比べると穴拡げ比と伸びの両特性が高く
なっていることがわかる。このように、本発明の鋼板は
穴拡げ比、延性をともに優れていることがわかる。
【００４３】なお、ここでは合金投入をＣＡＳ法で行っ
たがこれは特に限定するものではなく、ＲＨ脱ガス装置
の真空槽内合金添加法、溶鋼取鍋内ワイヤー添加法、粉
体インジェクション法等の公知の方法も問題なく使用で
きることを付記する。
たがこれは特に限定するものではなく、ＲＨ脱ガス装置
の真空槽内合金添加法、溶鋼取鍋内ワイヤー添加法、粉
体インジェクション法等の公知の方法も問題なく使用で
きることを付記する。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】
【発明の効果】本発明によれば強度レベルが５９０Ｎ／
ｍｍ2 クラス以上で、従来にない伸び−延性バランスを
有した冷延高強度鋼板を供給できるようになったもの
で、産業上極めて有用なものである。
ｍｍ2 クラス以上で、従来にない伸び−延性バランスを
有した冷延高強度鋼板を供給できるようになったもの
で、産業上極めて有用なものである。
【図１】引張強度と伸びの関係を示す散布図である。
【図２】引張強度と穴拡げ比の関係を示す散布図であ
る。
る。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 上島 良之 愛知県東海市東海町５−３ 新日本製鐵株 式会社名古屋製鐵所内 Ｆターム(参考） 4K013 BA08 BA14 EA18 EA19 EA20 EA28 4K037 EA01 EA05 EA06 EA09 EA14 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EA36 EB05 EB11 EC04 FB00 FG00 FH01 FJ05 FJ06
Claims (9)
- 【請求項１】重量％にて Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、 Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、 Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、 Ｐ ：０．１０％以下、 Ｓ ：０．００９％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、 Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、 および Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、 Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範
囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3、Ｓｉ
Ｏ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複
合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、
１．０×１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を
主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ
性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 【請求項２】重量％にて Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、 Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、 Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、 Ｐ ：０．１０％以下、 Ｓ ：０．００９％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、 Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、 および Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、 Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、さらに、粒子径が０．００５μｍ〜５．０
μｍのＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ
2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複合
酸化物とこれを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎ
を有する複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ
〜５．０μｍの範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０
×１０3 個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織を
フェライト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを
特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 【請求項３】重量％にて Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、 Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、 Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、 Ｐ ：０．１０％以下、 Ｓ ：０．００９％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、 Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、 および Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、 Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、さらに、 Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下 ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００
％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍの範
囲にあるＭｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3、Ｓｉ
Ｏ2 、ＭｎＯ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複
合酸化物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3 個以上、
１．０×１０7 個以下含む、鋼組織をフェライト組織を
主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とする穴拡げ
性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 【請求項４】重量％にて Ｃ ：０．０１％以上、０．２０％以下、 Ｓｉ：０．３％以上、１．５％以下、 Ｍｎ：０．５％以上、２．５％以下、 Ｐ ：０．１０％以下、 Ｓ ：０．００９％以下、 Ｎ ：０．０１０％以下、 Ｍｇ：０．０００５％以上、０．０１％以下、 Ａｌ：０．００２％以上、０．０７％以下、 および Ｔｉ：０．００３％以上、０．２５％以下、 Ｎｂ：０．００３％以上、０．０４％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、さらに、 Ｃａ：０．０００５％以上、０．０１００％以下 ＲＥＭ元素の合計：０．０００５％以上、０．０１００
％以下 の１種または２種含有し、残部が鉄および不可避的不純
物からなり、粒子径が０．００５μｍ〜５．０μｍのＭ
ｇＯまたは、ＭｇＯを含みＡｌ2 Ｏ3 、ＳｉＯ2、Ｍｎ
Ｏ、Ｔｉ2 Ｏ3 の１種もしくは２種以上の複合酸化物と
これを核にして、その周辺に（Ｎｂ、Ｔｉ）Ｎを有する
複合析出物のうち、そのサイズが０．０５μｍ〜５．０
μｍの範囲の析出物が１平方ｍｍあたり１．０×１０3
個以上、１．０×１０7 個以下含む、鋼組織をフェライ
ト組織を主とし残ベイナイト組織とすることを特徴とす
る穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板。 - 【請求項５】請求項１又は請求項２又は請求項３又は請
求項４に記した鋼を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、そ
の後、連続焼鈍する際において、７００℃以上、９００
℃以下の温度にて１０秒以上保持し、その後の冷却にお
いて、冷却終了温度を３５０℃以上、６００℃以下と
し、この温度範囲に３０ｓ以上保持することを特徴とす
る、鋼組織をフェライト組織を主とし残ベイナイト組織
とすることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項６】請求項１又は請求項２又は請求項３又は請
求項４に記した鋼、および、請求項５に記した鋼の製造
方法における溶製工程の成分調整段階において、Ｓｉと
Ｍｎを添加した後、Ｔｉを添加し、その後にＭｇとＡｌ
を添加することを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高
強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項７】請求項５又請求項６において、Ｍｇの希釈
溶媒金属としてＳｉ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ａｌ、ＲＥＭ（希土
類元素）の１種あるいは２種以上から成るＭｇ合金を用
いることを特徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷
延鋼板の製造方法。 - 【請求項８】請求項７において、Ｍｇ合金中のＭｇ濃度
が１％以上１０％未満であることを特徴とする穴拡げ性
と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項９】請求項６から８において、Ｍｇ合金中のＦ
ｅ、Ｍｎ、Ｃｒの濃度の和が１０％未満であることを特
徴とする穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板の製造
方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001011215A JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001011215A JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002212674A true JP2002212674A (ja) | 2002-07-31 |
| JP3762644B2 JP3762644B2 (ja) | 2006-04-05 |
Family
ID=18878377
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001011215A Expired - Fee Related JP3762644B2 (ja) | 2001-01-19 | 2001-01-19 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3762644B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2004104256A1 (en) * | 2003-05-21 | 2004-12-02 | Nippon Steel Corporation | A cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 mpa or more an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness |
| WO2006129827A1 (ja) * | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| KR100711410B1 (ko) * | 2004-12-09 | 2007-04-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 연성이 높은 박강판 및 그 제조방법 |
| JP2009249732A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板及びその製造方法と鋳造スラブ |
| US7935197B2 (en) | 2002-02-07 | 2011-05-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate |
-
2001
- 2001-01-19 JP JP2001011215A patent/JP3762644B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7935197B2 (en) | 2002-02-07 | 2011-05-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel plate |
| US8147626B2 (en) | 2002-02-07 | 2012-04-03 | Jfe Steel Corporation | Method for manufacturing high strength steel plate |
| WO2004104256A1 (en) * | 2003-05-21 | 2004-12-02 | Nippon Steel Corporation | A cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 mpa or more an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness |
| US7780799B2 (en) | 2003-05-21 | 2010-08-24 | Nippon Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet having a tensile strength of 780 MPA or more, an excellent local formability and a suppressed increase in weld hardness |
| KR100711410B1 (ko) * | 2004-12-09 | 2007-04-30 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 연성이 높은 박강판 및 그 제조방법 |
| WO2006129827A1 (ja) * | 2005-05-30 | 2006-12-07 | Jfe Steel Corporation | 耐遅れ破壊特性に優れた高張力鋼材ならびにその製造方法 |
| US8728257B2 (en) | 2005-05-30 | 2014-05-20 | Jfe Steel Corporation | High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same |
| JP2009249732A (ja) * | 2008-04-10 | 2009-10-29 | Nippon Steel Corp | 極めて優れた伸びフランジ性を有する高強度鋼板及びその製造方法と鋳造スラブ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3762644B2 (ja) | 2006-04-05 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6588440B2 (ja) | 高強度低比重鋼板及びその製造方法 | |
| JP5093422B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4575893B2 (ja) | 強度延性バランスに優れた高強度鋼板 | |
| JP3545696B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2010050238A1 (ja) | 耐摩耗性および靭性に優れたパーライト系レール | |
| JP5158272B2 (ja) | 伸びフランジ性と曲げ加工性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
| JP2008255459A (ja) | Ｈａｚ靭性、母材靭性、伸び、及び強度−伸びバランスに優れた厚鋼板 | |
| CA2808458C (en) | High-strength steel sheet exhibiting excellent stretch-flange formability and bending workability, and method of producing molten steel for the high-strength steel sheet | |
| JP2016183387A (ja) | 低温用厚鋼板及びその製造方法 | |
| JP4677883B2 (ja) | バウシンガー効果による降伏応力低下が小さい高強度ラインパイプ用鋼板およびその製造方法 | |
| JP4317418B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 | |
| JP4712842B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| JP4317419B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 | |
| JP4412098B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた低降伏比高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2008274336A (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
| JP2002212674A (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4507730B2 (ja) | 低降伏比高強度高靱性鋼板及びその製造方法 | |
| JP4317417B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 | |
| JP3545697B2 (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた低腐食速度高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4712839B2 (ja) | 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板 | |
| WO2018139671A1 (ja) | 自動車足回り部品用鋼管および自動車足回り部品 | |
| JP4412099B2 (ja) | 溶接熱影響部靭性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| WO2018139672A1 (ja) | 自動車足回り部品用鋼管および自動車足回り部品 | |
| JP4762450B2 (ja) | 母材靭性と溶接部ｈａｚ靭性に優れた高強度溶接構造用鋼の製造方法 | |
| JP2012162793A (ja) | 大入熱溶接用鋼材 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050111 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050309 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A132 Effective date: 20050506 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050704 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A821 Effective date: 20050704 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20060106 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060113 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3762644 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100120 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110120 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120120 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130120 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140120 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |