JP2006118018A - 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2006118018A JP2006118018A JP2004309058A JP2004309058A JP2006118018A JP 2006118018 A JP2006118018 A JP 2006118018A JP 2004309058 A JP2004309058 A JP 2004309058A JP 2004309058 A JP2004309058 A JP 2004309058A JP 2006118018 A JP2006118018 A JP 2006118018A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- rolled
- cold
- steel sheet
- 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
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 title claims abstract description 29
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 24
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 8
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052760 oxygen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 claims abstract description 6
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 4
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims description 40
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims description 40
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 36
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 27
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 15
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 13
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 12
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 11
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 10
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 4
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 abstract description 6
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 abstract description 5
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000011651 chromium Substances 0.000 description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 description 15
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 10
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 7
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 5
- VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N Chromium Chemical compound [Cr] VYZAMTAEIAYCRO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 3
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 3
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 3
- 239000010935 stainless steel Substances 0.000 description 3
- 229910001220 stainless steel Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 3
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 2
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 2
- 230000003647 oxidation Effects 0.000 description 2
- 238000007254 oxidation reaction Methods 0.000 description 2
- 230000008569 process Effects 0.000 description 2
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 2
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 2
- 229910018072 Al 2 O 3 Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910000885 Dual-phase steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N atomic oxygen Chemical compound [O] QVGXLLKOCUKJST-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000037396 body weight Effects 0.000 description 1
- 239000003610 charcoal Substances 0.000 description 1
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 1
- 230000003749 cleanliness Effects 0.000 description 1
- 239000011248 coating agent Substances 0.000 description 1
- 238000000576 coating method Methods 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 230000007547 defect Effects 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 230000001747 exhibiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 238000009499 grossing Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 1
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 1
- 230000001590 oxidative effect Effects 0.000 description 1
- 239000001301 oxygen Substances 0.000 description 1
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 1
- 239000000049 pigment Substances 0.000 description 1
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 1
- 239000000843 powder Substances 0.000 description 1
- 230000000171 quenching effect Effects 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000004044 response Effects 0.000 description 1
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 1
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 1
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 1
- 239000000725 suspension Substances 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【課題】 高強度でかつ優れた伸びフランジ性を有する冷延鋼板を提供する。
【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、あるいはさらにＶ、Ｗ、Coのうちから選ばれた１種または２種以上および／またはCuを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、フェライト相を70％以上、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む、複相組織とを有するCr含有冷延鋼板とする。
【選択図】 なし
【解決手段】 質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、あるいはさらにＶ、Ｗ、Coのうちから選ばれた１種または２種以上および／またはCuを含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、フェライト相を70％以上、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む、複相組織とを有するCr含有冷延鋼板とする。
【選択図】 なし
Description
本発明は、自動車用冷延鋼板に係り、とくに自動車のアーム等の足回り部材やインパクトビーム等の衝撃吸収部材として好適な、耐食性に優れ、高強度でかつ伸びフランジ性に優れた冷延鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境の保全という観点から自動車の燃費向上の要求が高まり、自動車車体重量の軽量化が進められている。さらに最近では、乗員の安全性確保という観点から自動車の衝突安全性を向上させることが要求されている。このような自動車車体重量の軽量化と自動車の衝突安全性向上とを両立させる一つの方法として、自動車車体への高強度鋼板の適用がある。
自動車車体へ高強度鋼板を適用するに際しての最大の問題点は、加工性の確保である。この加工性の確保という問題に対し、自動車各部位で異なる成形様式に適応した、良好な成形性を示す高強度鋼板が種々開発されてきた。
例えば、自動車足回り部材や車体補強部品などには外板材に比べて厳しい加工が施されるため、自動車足回り部材用や車体補強部品用鋼板としては、伸びとともに高い伸びフランジ性を有する高強度鋼板が要望されている。このような用途向けの冷延鋼板としては、フェライト基地にマルテンサイト相が細かく分散した二相組織鋼板、いわゆるDual Phase鋼板（ＤＰ鋼板）がある。
例えば、自動車足回り部材や車体補強部品などには外板材に比べて厳しい加工が施されるため、自動車足回り部材用や車体補強部品用鋼板としては、伸びとともに高い伸びフランジ性を有する高強度鋼板が要望されている。このような用途向けの冷延鋼板としては、フェライト基地にマルテンサイト相が細かく分散した二相組織鋼板、いわゆるDual Phase鋼板（ＤＰ鋼板）がある。
また、例えば特許文献１には、冷延後の連続焼鈍において均熱後の冷却速度を制御して焼入れ組織の生成を防止して延性の低下を防止するとともに、耐時効性を向上させた、プレス加工性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、冷延後の再結晶焼鈍に際し、加熱速度を制御して固溶Ｎ量を確保し、再結晶焼鈍後に過時効を行って固溶Ｃ量を低減させ、延性、成形性を向上させたプレス加工性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
また、特許文献２には、冷延後の再結晶焼鈍に際し、加熱速度を制御して固溶Ｎ量を確保し、再結晶焼鈍後に過時効を行って固溶Ｃ量を低減させ、延性、成形性を向上させたプレス加工性に優れた高強度冷延鋼板が開示されている。
また、特許文献３には、Cr：10.0〜20.0重量％を含み、さらにＣ、Ｎの合計を0.02〜0.20重量％に調整し、Si：2.0重量％以下、Mn：1.0重量％以下、Ni：0.60重量％以下、Ｏ：0.02重量％以下に調整したスラブを、熱間圧延と、中間焼鈍無しの１回冷間圧延と、Ａc1点以上1100℃以下の二相域温度に加熱し10分以内の保持のあと、平均冷却速度１〜500℃／ｓで100℃まで冷却する連続仕上熱処理とからなる、高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造方法が提案されている。特許文献４には、特許文献３に記載された技術における冷間圧延を、フェライト単相域加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とした、高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造方法が提案されている。特許文献３、特許文献４に記載された技術によれば、高強度・高延性で、強度、延性の面内異方性の小さい冷延鋼帯が得られるとしている。
また、特許文献５には、Cr：10.0〜20.0重量％を含み、Ｃ、Ｎの合計を0.02〜0.20重量％に調整し、さらにCu：4.0重量％以下、Mn：4.0重量％以下、Ni：4.0重量％以下を含みかつ{Ni＋（Mn＋Cu）／３}を0.5〜5.0重量％に調整し、Si：2.0重量％以下、Ｏ：0.02重量％以下に調整したスラブを、熱間圧延と、中間焼鈍無しの１回冷間圧延と、Ａc1点以上1100℃以下の二相域温度に加熱し10分以内の保持のあと、平均冷却速度１〜500℃／ｓで100℃まで冷却する連続仕上熱処理とからなる、高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造方法が提案されている。特許文献６には、特許文献５に記載された技術における冷間圧延を、フェライト単相域加熱の中間焼鈍を挟む２回以上の冷間圧延とした、高強度複相組織クロムステンレス鋼帯の製造方法が提案されている。特許文献５、特許文献６に記載された技術によれば、高強度・高延性で、強度、延性の面内異方性の小さい冷延鋼帯が得られるとしている。
特公昭60−46165号公報
特開昭59−56528号公報
特開昭63−169330号公報
特開昭63−169332号公報
特開昭63−169331号公報
特開昭63−169334号公報
しかしながら、従来のＤＰ鋼板は、フェライト相とマルテンサイト相との強度差が大きいため、フェライト相とマルテンサイト相との界面で割れが発生しやすく、局所的な延性が問題となる伸びフランジ性が劣るという問題があった。
また、特許文献１に記載された技術では、r値の低下を防止するため、Mn含有量を低く抑え、引張強さ：40kgf/mm2程度の強度しか得られないうえ、焼鈍後の冷却速度を制御するなど複雑な工程を必要とし、製造コストの高騰を招くという問題があった。また、特許文献２に記載された技術では、過時効処理を行なう必要があり、大規模な焼鈍ラインが必要となるとともに、工程が複雑となり、製造コストの高騰を招くという問題に加え、高強度でかつ良好な伸びフランジ性を確保できないという問題があった。
また、特許文献３〜６に記載された技術では、強度が高すぎるため、延性、とくに伸びフランジ性が低下し、高強度と優れた伸びフランジ性とをともに具備することができないという問題があった。特許文献３〜６に記載された技術では高温から焼入れし、マルテンサイトの組織分率を高くする必要があるため、高強度が得られるが伸びが低く、また伸びフランジ性が劣化するという問題があった。さらに、焼入れ後に残留応力が生じやすく、板の形状不良によるロールとの擦りきず、あるいはライン内破断等の発生が懸念される。
また、特許文献１に記載された技術では、r値の低下を防止するため、Mn含有量を低く抑え、引張強さ：40kgf/mm2程度の強度しか得られないうえ、焼鈍後の冷却速度を制御するなど複雑な工程を必要とし、製造コストの高騰を招くという問題があった。また、特許文献２に記載された技術では、過時効処理を行なう必要があり、大規模な焼鈍ラインが必要となるとともに、工程が複雑となり、製造コストの高騰を招くという問題に加え、高強度でかつ良好な伸びフランジ性を確保できないという問題があった。
また、特許文献３〜６に記載された技術では、強度が高すぎるため、延性、とくに伸びフランジ性が低下し、高強度と優れた伸びフランジ性とをともに具備することができないという問題があった。特許文献３〜６に記載された技術では高温から焼入れし、マルテンサイトの組織分率を高くする必要があるため、高強度が得られるが伸びが低く、また伸びフランジ性が劣化するという問題があった。さらに、焼入れ後に残留応力が生じやすく、板の形状不良によるロールとの擦りきず、あるいはライン内破断等の発生が懸念される。
本発明は、このような従来技術の問題に鑑みて成されたものであり、自動車足回り部材用や車体補強部品用として好適な、高強度でかつ優れた伸びフランジ性を有する冷延鋼板を提供することを目的とする。なお、本発明でいう「高強度」とは、引張強さで600MPa以上の強度を意味するものとする。また、本発明でいう「優れた伸びフランジ性」とは、穴拡げ率が100％以上の場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した課題を達成するために、強度と伸びフランジ性に影響する各種要因について鋭意考究した。その結果、一般的なＣによる強化機構を用いた鋼ではなく、適正量のCrを含有させ、Ｃ、Ｎ、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Ni、Al含有量を規制した鋼組成とし、さらに製造時の熱延板焼鈍条件と仕上げ焼鈍条件を調整することにより、フェライト相をベースとし、第二相として30体積％未満の炭窒化物相とマルテンサイト相が均一に分散し、しかもベース相と第二相との強度差が比較的少ない組織とすることができ、これにより、高い強度、伸び特性を保ちつつ伸びフランジ性を飛躍的に向上させることができることを見出した。
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討を重ねて完成されたものである。すなわち本発明の要旨は次のとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、フェライト相を70％以上、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む金属組織とを有し、引張強さ：600〜900MPaの高強度を有し、かつ伸びフランジ性に優れることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.3％、Ｗ：0.001〜0.1％、Co：0.01〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（３）（１）又は（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（４）Crを含有する鋼素材に加熱処理を施し、ついで粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板としたのち、該熱延板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とし、該熱延焼鈍板に冷間圧延を施して冷延板とし、ついで該冷延板に連続焼鈍を施すCr含有冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延の仕上圧延を仕上圧延終了温度が800〜1000℃で、巻取温度が900℃以下である圧延とし、前記熱延板焼鈍を600〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とし、前記冷延板の連続焼鈍を650〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.3％、Ｗ：0.001〜0.1％、Co：0.01〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
（６）（４）又は（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
（１）質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、フェライト相を70％以上、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む金属組織とを有し、引張強さ：600〜900MPaの高強度を有し、かつ伸びフランジ性に優れることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.3％、Ｗ：0.001〜0.1％、Co：0.01〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（３）（１）又は（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板。
（４）Crを含有する鋼素材に加熱処理を施し、ついで粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板としたのち、該熱延板に熱延板焼鈍を施して熱延焼鈍板とし、該熱延焼鈍板に冷間圧延を施して冷延板とし、ついで該冷延板に連続焼鈍を施すCr含有冷延鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.003〜0.03％、Ｎ：0.003〜0.02％、Si：0.5〜3.0％、Ｍn：1.0％超え3.0％以下、Ｐ：0.05％以下、Ｓ：0.010％以下、Cr：９〜13％、Ni：0.5％以下、Al:0.05％以下、Ｏ：0.0050％以下を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延の仕上圧延を仕上圧延終了温度が800〜1000℃で、巻取温度が900℃以下である圧延とし、前記熱延板焼鈍を600〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とし、前記冷延板の連続焼鈍を650〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
（５）（４）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01〜0.3％、Ｗ：0.001〜0.1％、Co：0.01〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
（６）（４）又は（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。
本発明によれば、600MPa以上の引張強さ、および穴拡げ試験において100％以上の穴拡げ率を有する、高強度でかつ伸びフランジ性に優れた冷延鋼板を安定的に製造することができ、産業上格段の効果を有する。
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.003％以上0.03％以下
Ｃは、鋼の強度上昇に極めて有効に作用する元素であるが、過剰な含有は加工性や靭性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.003％以上0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以上0.025％以下である。
Ｃ：0.003％以上0.03％以下
Ｃは、鋼の強度上昇に極めて有効に作用する元素であるが、過剰な含有は加工性や靭性を低下させる。このため、本発明では、Ｃは0.003％以上0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以上0.025％以下である。
Ｎ：0.003％以上0.02％以下
Ｎは、Ｃと同様に鋼の強度上昇に有効に作用する元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させるだけでなく、加工性をも低下させる。このため、本発明では、Ｎは0.003％以上0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以上0.015％以下である。
Si：0.5％以上3.0％以下
Siは、鋼の強化元素であると同時に、耐酸化性ならびに耐食性を高めるのに有効に作用する元素であり、本発明では0.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて過剰に含有すると、伸びや靭性の低下、あるいはさらに加工割れが発生する危険性が増大する。このため、Siは0.5％以上3.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.7％以上2.8％以下である。
Ｎは、Ｃと同様に鋼の強度上昇に有効に作用する元素であるが、過剰な含有は靭性を低下させるだけでなく、加工性をも低下させる。このため、本発明では、Ｎは0.003％以上0.02％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以上0.015％以下である。
Si：0.5％以上3.0％以下
Siは、鋼の強化元素であると同時に、耐酸化性ならびに耐食性を高めるのに有効に作用する元素であり、本発明では0.5％以上の含有を必要とする。一方、3.0％を超えて過剰に含有すると、伸びや靭性の低下、あるいはさらに加工割れが発生する危険性が増大する。このため、Siは0.5％以上3.0％以下に限定した。なお、好ましくは0.7％以上2.8％以下である。
Mn：1.0％超え3.0％以下
Mnは、高温でのオーステナイトを安定化させ、それによりマルテンサイトを生成させる作用があり、鋼の強度上昇に有効で、本発明では重要な元素である。このような効果は1.0％を超える含有で顕著となる。一方、3.0％を超えて多量に含有すると靭性を低下させるばかりでなく、耐食性をも劣化させる。このため、Mnは1.0％超え3.0％以下に限定した。なお、好ましくは1.2％以上2.5％以下である。
Mnは、高温でのオーステナイトを安定化させ、それによりマルテンサイトを生成させる作用があり、鋼の強度上昇に有効で、本発明では重要な元素である。このような効果は1.0％を超える含有で顕著となる。一方、3.0％を超えて多量に含有すると靭性を低下させるばかりでなく、耐食性をも劣化させる。このため、Mnは1.0％超え3.0％以下に限定した。なお、好ましくは1.2％以上2.5％以下である。
Ｐ：0.05％以下
Ｐは、鋼の強度上昇に有効に作用する元素であり、強度確保のために本発明では0.01％以上含有することが望ましいが、0.05％を超えて多量に含有させると伸びと靭性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.04％以下である。
Ｓ：0.010％以下
Ｓは、Mnと結合しやすく、ＭnSを形成して鋼板の曲げ加工性を劣化させるだけでなく、耐食性を著しく劣化させる。このため、本発明ではＳはできるだけ低減することが望ましいが0.010％までは許容でき、本発明では、0.010％を上限とした。なお、好ましくは0.005％以下である。
Ｐは、鋼の強度上昇に有効に作用する元素であり、強度確保のために本発明では0.01％以上含有することが望ましいが、0.05％を超えて多量に含有させると伸びと靭性を低下させる。このため、Ｐは0.05％以下に限定した。なお、好ましくは0.04％以下である。
Ｓ：0.010％以下
Ｓは、Mnと結合しやすく、ＭnSを形成して鋼板の曲げ加工性を劣化させるだけでなく、耐食性を著しく劣化させる。このため、本発明ではＳはできるだけ低減することが望ましいが0.010％までは許容でき、本発明では、0.010％を上限とした。なお、好ましくは0.005％以下である。
Cr：９％以上13％以下
Crは、耐食性の向上ならびに耐酸化性の向上に不可欠な元素であり、また、Crはフェライト相の強化に有効な元素であり、フェライト相と第二相のマルテンサイト相との硬度差を減少させ、Crを十分に含まない一般のDP鋼板で問題となるフェライト相とマルテンサイト相との硬度差による割れを防止する効果を有する。このような効果は９％以上の含有で顕著となる。一方、13％を超える含有は靭性の劣化を招く。このため、本発明では、Crは９％以上13％以下に限定した。なお、好ましくは9.2％以上12.8％以下である。
Crは、耐食性の向上ならびに耐酸化性の向上に不可欠な元素であり、また、Crはフェライト相の強化に有効な元素であり、フェライト相と第二相のマルテンサイト相との硬度差を減少させ、Crを十分に含まない一般のDP鋼板で問題となるフェライト相とマルテンサイト相との硬度差による割れを防止する効果を有する。このような効果は９％以上の含有で顕著となる。一方、13％を超える含有は靭性の劣化を招く。このため、本発明では、Crは９％以上13％以下に限定した。なお、好ましくは9.2％以上12.8％以下である。
Ni：0.5%以下
Niは、靭性ならびに耐食性の向上に寄与する元素であり、0.1％以上含有することが望ましいが、Niは高価であり多量の含有は材料コストの高騰を招く。このため本発明では、Niは0.5％以下に限定した。なお、好ましくは0.3％以下である。
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として強力な元素であり、鋼の清浄度を保つ意味で0.002％以上含有させることが望ましい。一方、0.05％を超えて含有すると、Al２O３系酸化物が残留しやすく、クラスターとなり表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Alは0.05％以下に限定した。好ましくは0.040％以下である。なお、本発明では、Alを脱酸剤として添加しない場合も含むものとする。その場合、Alは不可避的不純物として0.002％未満程度が許容される。
Niは、靭性ならびに耐食性の向上に寄与する元素であり、0.1％以上含有することが望ましいが、Niは高価であり多量の含有は材料コストの高騰を招く。このため本発明では、Niは0.5％以下に限定した。なお、好ましくは0.3％以下である。
Al：0.05％以下
Alは、脱酸剤として強力な元素であり、鋼の清浄度を保つ意味で0.002％以上含有させることが望ましい。一方、0.05％を超えて含有すると、Al２O３系酸化物が残留しやすく、クラスターとなり表面欠陥が発生しやすくなる。このため、Alは0.05％以下に限定した。好ましくは0.040％以下である。なお、本発明では、Alを脱酸剤として添加しない場合も含むものとする。その場合、Alは不可避的不純物として0.002％未満程度が許容される。
Ｏ：0.0050％以下
Ｏは、介在物としてあるいは固溶して鋼中に存在し、溶接時AlあるいはTi系の酸化物を生成するため、本発明ではＯはできるだけ低減することが好ましい。Ｏを0.0050％を超えて含有すると酸化物の量が増加し、加工時の割れの原因となるだけでなく、耐食性の劣化を招く。このため本発明では、Ｏは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0040％以下である。
Ｏは、介在物としてあるいは固溶して鋼中に存在し、溶接時AlあるいはTi系の酸化物を生成するため、本発明ではＯはできるだけ低減することが好ましい。Ｏを0.0050％を超えて含有すると酸化物の量が増加し、加工時の割れの原因となるだけでなく、耐食性の劣化を招く。このため本発明では、Ｏは0.0050％以下に限定した。なお、好ましくは0.0040％以下である。
以上が基本組成であるが、本発明では上記した基本組成に加えてさらに選択元素として、以下の元素を必要に応じ適宜含有させることができる。
Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下のうちの１種又は２種以上
Ｖ、ＷおよびCoは、いずれも溶接による溶接熱影響部の割れ感受性を改善するのに有効な元素であり、必要に応じて選択して含有できる。上記した効果は、Ｖ：0.01％以上、Ｗ：0.001％以上、Co：0.01％以上のそれぞれの含有で顕著となるが、Ｖ：0.3％、Ｗ：0.1％、Co：0.2％をそれぞれ超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下にそれぞれ限定した。なお、好ましくはＶ：0.01以上0.25％以下、Ｗ：0.001％以上0.08％以下、Co：0.01以上0.18％以下である。
Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下のうちの１種又は２種以上
Ｖ、ＷおよびCoは、いずれも溶接による溶接熱影響部の割れ感受性を改善するのに有効な元素であり、必要に応じて選択して含有できる。上記した効果は、Ｖ：0.01％以上、Ｗ：0.001％以上、Co：0.01％以上のそれぞれの含有で顕著となるが、Ｖ：0.3％、Ｗ：0.1％、Co：0.2％をそれぞれ超える含有は、母材および溶接熱影響部の靭性を低下させる。このため、Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下にそれぞれ限定した。なお、好ましくはＶ：0.01以上0.25％以下、Ｗ：0.001％以上0.08％以下、Co：0.01以上0.18％以下である。
Cu：2.0％以下
Cuは、耐食性を向上させる元素であり、より高耐食性を具備させることを志向する場合に必要に応じて適宜含有できる。このような効果を得るためには0.2％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超える含有は、熱間加工性の劣化ならびに溶接部の靭性の劣化を招く。このため、Cuは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以上1.5％以下である。
Cuは、耐食性を向上させる元素であり、より高耐食性を具備させることを志向する場合に必要に応じて適宜含有できる。このような効果を得るためには0.2％以上含有することが望ましい。一方、2.0％を超える含有は、熱間加工性の劣化ならびに溶接部の靭性の劣化を招く。このため、Cuは2.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以上1.5％以下である。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、製鋼工程までに混入が予想されるMg、Ca、B等の元素が挙げられ、Mg：0.0015%以下、Ca：0.0020％以下、B：0.0010以下が許容される。
つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明鋼板は、上記した組成に加えて、体積率で、フェライト相を70％以上、第二相として、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む金属組織を有する。なお、炭窒化物相またはマルテンサイト相が存在しない場合には、当該相の体積率は０％とする。
つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明鋼板は、上記した組成に加えて、体積率で、フェライト相を70％以上、第二相として、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む金属組織を有する。なお、炭窒化物相またはマルテンサイト相が存在しない場合には、当該相の体積率は０％とする。
フェライト相は延性と加工性を向上させる相であり、所望の延性、加工性を確保するために、本発明では70体積％以上の含有を必要とする。また、第二相は、強度上昇および伸びフランジ性を向上させるために導入するもので、本発明では、炭窒化物相および／またはマルテンサイト相とした。炭窒化物相、マルテンサイト相はいずれも、フェライト相と比較して硬質であるが、塑性異方性が小さいため変形を促し伸びフランジ性を向上させる相であり、本発明ではいずれか１種又は２種を合計で３体積％以上含有することが好ましい。一方、第二相が、30体積％を超えて多くなると、強度が高くなりすぎると同時に、延性、加工性が低下する。このため、第二相は30体積％未満に限定した。なお、好ましくは５〜25体積％である。
つぎに、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法により溶製し、造塊−分塊圧延法あるいは連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
ついで、鋼素材に、加熱処理を施し、ついで粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板とする。
上記した組成を有する溶鋼を、転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法により溶製し、造塊−分塊圧延法あるいは連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とすることが好ましい。
ついで、鋼素材に、加熱処理を施し、ついで粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板とする。
鋼素材の加熱処理については、本発明ではとくに限定しないが、加熱温度は1050℃以上とすることが好ましい。加熱温度が1050℃未満では、所望の仕上圧延終了温度を確保できなくなるとともに、鋼帯表面温度の低下による割れ、きず等により表面品質が劣化する。
鋼素材は加熱後、粗圧延により所望厚さのシートバーとされることが好ましい。シートバーは粗圧延まま、あるいは必要に応じて加熱または温度保定処理を施したのち、仕上圧延を施し、熱延板とすることが好ましい。熱間圧延の仕上圧延の仕上圧延終了温度は、800〜1000℃の範囲の温度とすることが、表面品質の劣化防止および粗大組織形成の抑制という観点から好ましい。なお、上記した仕上圧延終了温度を確保するためには、仕上圧延前にシートバー加熱あるいはシートバー温度の保定や、シートバーを複数本接合して圧延する連続圧延を行なうことも有効である。
鋼素材は加熱後、粗圧延により所望厚さのシートバーとされることが好ましい。シートバーは粗圧延まま、あるいは必要に応じて加熱または温度保定処理を施したのち、仕上圧延を施し、熱延板とすることが好ましい。熱間圧延の仕上圧延の仕上圧延終了温度は、800〜1000℃の範囲の温度とすることが、表面品質の劣化防止および粗大組織形成の抑制という観点から好ましい。なお、上記した仕上圧延終了温度を確保するためには、仕上圧延前にシートバー加熱あるいはシートバー温度の保定や、シートバーを複数本接合して圧延する連続圧延を行なうことも有効である。
また、仕上圧延終了後の巻取温度は、900℃以下とすることが好ましい。巻取温度が900℃を超えて高くなると、バンド状組織が形成され、冷延鋼板とした後も加工性の低下を招く。なお、好ましくは加工性の観点から850℃以下である。
熱間圧延終了後、熱延板に600〜1100℃程度の連続焼鈍やバッチ焼鈍による再結晶焼鈍（熱延板焼鈍）を施し、熱延焼鈍板とし、ついで好ましくはスケール除去のための酸洗処理を施したのち、熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、冷延板とすることが好ましい。
熱間圧延終了後、熱延板に600〜1100℃程度の連続焼鈍やバッチ焼鈍による再結晶焼鈍（熱延板焼鈍）を施し、熱延焼鈍板とし、ついで好ましくはスケール除去のための酸洗処理を施したのち、熱延焼鈍板に冷間圧延を施し、冷延板とすることが好ましい。
ついで冷延板に連続焼鈍を施す。
冷延板の連続焼鈍は、650〜1100℃の温度範囲の焼鈍温度に加熱し、該焼鈍温度で10ｓ以上、主に酸素分圧の高い酸化雰囲気中で保持することが好ましい。焼鈍温度が650℃未満では、加工組織の再結晶化が十分でないため、所望の伸びフランジ性を確保できなくなる。一方、焼鈍温度が1100℃を越えると、結晶粒が粗大化し、加工性が劣化する。なお、焼鈍時間が10ｓ未満では再結晶が促進されない。
冷延板の連続焼鈍は、650〜1100℃の温度範囲の焼鈍温度に加熱し、該焼鈍温度で10ｓ以上、主に酸素分圧の高い酸化雰囲気中で保持することが好ましい。焼鈍温度が650℃未満では、加工組織の再結晶化が十分でないため、所望の伸びフランジ性を確保できなくなる。一方、焼鈍温度が1100℃を越えると、結晶粒が粗大化し、加工性が劣化する。なお、焼鈍時間が10ｓ未満では再結晶が促進されない。
連続焼鈍後の冷却は、空冷程度の冷却速度（10〜100℃／ｓ）で冷却することが好ましい。とくに制御冷却等の特別な冷却を施す必要はない。
連続焼鈍後、鋼板に酸洗処理を施し脱スケールした後、必要に応じてスキンパス圧延による表面平滑化を行なっても良い。
また、本発明鋼板の表面に、ZnやAl等の種々の金属粉と顔料からなる犠牲防食塗料を塗布し、更なる高耐食性化を図ることも使用上何ら問題はない。
連続焼鈍後、鋼板に酸洗処理を施し脱スケールした後、必要に応じてスキンパス圧延による表面平滑化を行なっても良い。
また、本発明鋼板の表面に、ZnやAl等の種々の金属粉と顔料からなる犠牲防食塗料を塗布し、更なる高耐食性化を図ることも使用上何ら問題はない。
以下、本発明を実施例によって更に具体的に説明する。
表１に示す化学組成の溶鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とした。これらスラブに、加熱温度：1170℃とする加熱処理を施したのち、表2に示す粗圧延と、表2に示す条件の仕上圧延とからなる熱間圧延を施し表2に示す板厚の熱延板とした。ついで、これら熱延板にバッチ焼鈍に相当する700℃で８h保持後徐冷する熱延板焼鈍を施し、酸洗したのち冷間圧延し1.5mm厚の冷延板とした。さらに、これら冷延板に表2に示す条件で連続焼鈍を施し、冷延焼鈍板とした。
得られた冷延焼鈍板から試験片を採取し、組織観察、引張特性、伸びフランジ性を調査した。試験方法はつぎのとおりである。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、これら試験片を研磨したのち、腐食液：村上試薬を用いてエッチングし、板厚方向断面について光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（400倍）で観察し、30視野以上撮像して、各視野についてそれぞれ、画像解析装置を用いて、炭窒化物相とマルテンサイト相との合計の組織分率を求め、残りをフェライト相の組織分率として各視野の平均値を算出し、各試験片の各相の組織分率とした。
（２）引張特性
得られた冷延焼鈍板からJIS Z 2201の規定に準拠してJIS 13号Ｂ試験片を鋼板の圧延方向と平行な方向から採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、引張強さTSと破断伸びElを測定した。
（３）伸びフランジ性
得られた冷延焼鈍板から試験片（大きさ：1.5×100×100mm）を採取し、この試験片に、初期穴ｄ０（穴径ｄ０：10mmφ）をクリアランス13％で打ち抜いた。ついで、この初期穴ｄ０に頂角60°の円錐ポンチをバリと反対側から加圧装入し、打抜き端面に割れが生じた時点での穴径ｄを測定した。これらの値から、次式
λ(%)＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×100
で定義される穴拡げ率λを求め、伸びフランジ性を評価した。
（１）組織観察
得られた冷延焼鈍板から組織観察用試験片を採取し、これら試験片を研磨したのち、腐食液：村上試薬を用いてエッチングし、板厚方向断面について光学顕微鏡および走査型電子顕微鏡（400倍）で観察し、30視野以上撮像して、各視野についてそれぞれ、画像解析装置を用いて、炭窒化物相とマルテンサイト相との合計の組織分率を求め、残りをフェライト相の組織分率として各視野の平均値を算出し、各試験片の各相の組織分率とした。
（２）引張特性
得られた冷延焼鈍板からJIS Z 2201の規定に準拠してJIS 13号Ｂ試験片を鋼板の圧延方向と平行な方向から採取し、JIS Z 2241に準拠して引張試験を実施し、引張強さTSと破断伸びElを測定した。
（３）伸びフランジ性
得られた冷延焼鈍板から試験片（大きさ：1.5×100×100mm）を採取し、この試験片に、初期穴ｄ０（穴径ｄ０：10mmφ）をクリアランス13％で打ち抜いた。ついで、この初期穴ｄ０に頂角60°の円錐ポンチをバリと反対側から加圧装入し、打抜き端面に割れが生じた時点での穴径ｄを測定した。これらの値から、次式
λ(%)＝（ｄ−ｄ０）／ｄ０×100
で定義される穴拡げ率λを求め、伸びフランジ性を評価した。
得られた結果を表３に示す。
本発明例はいずれも、600MPa以上の高強度を有し、しかも15％以上の伸びElと100％以上の穴拡げ率λを示し、高強度でかつ延性、伸びフランジ性に優れた冷延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、強度、延性、伸びフランジ性のいずれか又は全てが低く、特性が劣る冷延鋼板となっている。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ：0.003％以上0.03％以下、 Ｎ：0.003％以上0.02％以下、
Si：0.5％以上3.0％以下、 Ｍn：1.0％超え3.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.010％以下、
Cr：９％以上13％以下、 Ni：0.5％以下、
Al: 0.05％以下、 Ｏ：0.0050％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、体積率で、フェライト相を70％以上、炭窒化物相およびマルテンサイト相を合計で30％未満含む金属組織とを有し、引張強さ：600〜900MPaの高強度を有し伸びフランジ性に優れることを特徴とするCr含有冷延鋼板。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載のCr含有冷延鋼板。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項１または２に記載のCr含有冷延鋼板。
- Crを含有する鋼素材に加熱処理を施し、ついで粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延により熱延板としたのち、該熱延板に熱延板焼鈍を施し熱延焼鈍板とし、該熱延焼鈍板に冷間圧延を施して冷延板とし、ついで該冷延板に連続焼鈍を施すCr含有冷延鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.003％以上0.03％以下、 Ｎ：0.003％以上0.02％以下、
Si：0.5％以上3.0％以下、 Ｍn：1.0％超え3.0％以下、
Ｐ：0.05％以下、 Ｓ：0.010％以下、
Cr：９％以上13％以下、 Ni：0.5％以下、
Al:0.05％以下、 Ｏ：0.0050％以下
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記熱間圧延の仕上圧延を仕上圧延終了温度が800〜1000℃で、巻取温度が900℃以下である圧延とし、前記熱延板焼鈍を600〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とし、
前記冷延板の連続焼鈍を650〜1100℃の温度範囲に加熱し冷却する処理とすることを特徴とするCr含有冷延鋼板の製造方法。 - 前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.01％以上0.3％以下、Ｗ：0.001％以上0.1％以下、Co：0.01％以上0.2％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項４に記載のCr含有冷延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu：2.0％以下を含有する組成とすることを特徴とする請求項４又は５に記載のCr含有冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004309058A JP4432725B2 (ja) | 2004-10-25 | 2004-10-25 | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2004309058A JP4432725B2 (ja) | 2004-10-25 | 2004-10-25 | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2006118018A true JP2006118018A (ja) | 2006-05-11 |
| JP4432725B2 JP4432725B2 (ja) | 2010-03-17 |
Family
ID=36536167
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2004309058A Active JP4432725B2 (ja) | 2004-10-25 | 2004-10-25 | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4432725B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008138270A (ja) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| WO2009099035A1 (ja) * | 2008-02-07 | 2009-08-13 | Nisshin Steel Co., Ltd. | 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法 |
| CN109423573A (zh) * | 2017-08-31 | 2019-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐高温氧腐蚀不锈钢、套管及其制造方法 |
| WO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
-
2004
- 2004-10-25 JP JP2004309058A patent/JP4432725B2/ja active Active
Cited By (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2008138270A (ja) * | 2006-12-05 | 2008-06-19 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 加工性に優れた高強度ステンレス鋼板およびその製造方法 |
| JP2008291282A (ja) * | 2007-05-22 | 2008-12-04 | Nippon Steel & Sumikin Stainless Steel Corp | 形状凍結性に優れた高強度複相ステンレス鋼板及びその製造方法 |
| WO2009099035A1 (ja) * | 2008-02-07 | 2009-08-13 | Nisshin Steel Co., Ltd. | 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法 |
| US8273191B2 (en) | 2008-02-07 | 2012-09-25 | Nisshin Steel Co., Ltd. | High-strength stainless steel material and production process of the same |
| JP5777283B2 (ja) * | 2008-02-07 | 2015-09-09 | 日新製鋼株式会社 | 高強度ステンレス鋼材及びその製造方法 |
| CN109423573A (zh) * | 2017-08-31 | 2019-03-05 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种耐高温氧腐蚀不锈钢、套管及其制造方法 |
| WO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス鋼およびフェライト系ステンレス鋼の製造方法 |
| JPWO2021205876A1 (ja) * | 2020-04-10 | 2021-10-14 | ||
| JP7422218B2 (ja) | 2020-04-10 | 2024-01-25 | 日鉄ステンレス株式会社 | フェライト系ステンレス冷延鋼板およびフェライト系ステンレス冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP4432725B2 (ja) | 2010-03-17 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5040197B2 (ja) | 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板およびその製造方法 | |
| KR101540507B1 (ko) | 연성 및 내지연 파괴 특성이 우수한 초고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| EP1870483B1 (en) | Hot-rolled steel sheet, method for production thereof and workedd article formed therefrom | |
| KR101515730B1 (ko) | 신장 플랜지성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4254663B2 (ja) | 高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| WO2012002566A1 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6703606B2 (ja) | 化成処理性及び曲げ加工性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| EP2551366B1 (en) | High-strength electrical-resistance-welded steel pipe and manufacturing method therefor | |
| JP6222040B2 (ja) | 化成処理性に優れた高加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2004010991A (ja) | スポット溶接性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| WO2009116680A1 (ja) | 高強度缶用鋼板およびその製造方法 | |
| JP4457681B2 (ja) | 高加工性超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6048623B2 (ja) | 高強度鋼板 | |
| JP4839527B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2007247001A (ja) | ダイクエンチ用高強度鋼板 | |
| JP4299774B2 (ja) | 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法 | |
| JP4062961B2 (ja) | 耐型かじり性および耐疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4337604B2 (ja) | 高張力鋼板の歪時効処理方法および高強度構造部材の製造方法 | |
| JP5257289B2 (ja) | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010126808A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4432725B2 (ja) | 伸びフランジ性に優れたＣｒ含有高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4867338B2 (ja) | 超高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2009144251A (ja) | 高張力冷延鋼板 | |
| JP5034296B2 (ja) | 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4292986B2 (ja) | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20070920 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20091120 |
|
| 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: 20091201 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20091214 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 4432725 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130108 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130108 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140108 Year of fee payment: 4 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |