JP2016037650A - スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016037650A JP2016037650A JP2014162834A JP2014162834A JP2016037650A JP 2016037650 A JP2016037650 A JP 2016037650A JP 2014162834 A JP2014162834 A JP 2014162834A JP 2014162834 A JP2014162834 A JP 2014162834A JP 2016037650 A JP2016037650 A JP 2016037650A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel
- steel sheet
- cold
- 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 27
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 21
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 94
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 94
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims abstract description 17
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims abstract description 15
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 claims abstract description 13
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims abstract description 6
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 27
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 26
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 21
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 18
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 claims description 18
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 16
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 15
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 8
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 6
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 abstract description 25
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 abstract description 4
- 239000000243 solution Substances 0.000 abstract description 3
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 abstract description 2
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 28
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 14
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 12
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 12
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 12
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 8
- ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N Tin Chemical compound [Sn] ATJFFYVFTNAWJD-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 7
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 7
- 239000010953 base metal Substances 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 5
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 5
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 4
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 4
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 3
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 3
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 3
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 3
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 3
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 3
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 3
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 230000001276 controlling effect Effects 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 230000007613 environmental effect Effects 0.000 description 2
- 238000000605 extraction Methods 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 2
- 230000035882 stress Effects 0.000 description 2
- 230000001629 suppression Effects 0.000 description 2
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 2
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 2
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001035 Soft ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007545 Vickers hardness test Methods 0.000 description 1
- 230000032683 aging Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 239000005539 carbonized material Substances 0.000 description 1
- 230000000052 comparative effect Effects 0.000 description 1
- 239000002131 composite material Substances 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 1
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 1
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 1
- 239000008151 electrolyte solution Substances 0.000 description 1
- 238000004993 emission spectroscopy Methods 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 238000001914 filtration Methods 0.000 description 1
- 238000007429 general method Methods 0.000 description 1
- 238000007542 hardness measurement Methods 0.000 description 1
- 238000009616 inductively coupled plasma Methods 0.000 description 1
- 238000005304 joining Methods 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- LDOXGBXBUUGDFT-UHFFFAOYSA-M pentane-2,4-dione tetramethylazanium chloride Chemical compound [Cl-].C[N+](C)(C)C.C(C)(=O)CC(C)=O LDOXGBXBUUGDFT-UHFFFAOYSA-M 0.000 description 1
- 230000001105 regulatory effect Effects 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000002436 steel type Substances 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 1
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/26—Methods of annealing
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
【解決手段】質量%で、C:0.05〜0.13%、Si:0.05〜2.0%、Mn:1.5〜4.0%、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.01〜0.1%、Cr:0.05〜1.0%、Nb:0.010〜0.070%、Ti:0.005〜0.040%およびN:0.0005〜0.0065%を含有し、さらにTiとNの質量比:Ti/Nが2.5以上7.5以下であって、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成とし、鋼中のTiのうち70%以上を析出物として存在させる一方、鋼中のNbのうち15%以上を固溶Nbとして存在させ、引張強さを980MPa以上とする。
【選択図】なし
Description
(1) 引張強さ:980MPa以上を達成するには、鋼板の化学組成を厳密に調整し、さらにTiとNの質量%比(Ti/N)を適正に制御することが重要である。
というのは、Ti/Nを適正に制御することで、TiNの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現するからである。加えて、Nb窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で固溶状態のNbを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与するからである。
ここで、溶接金属およびAc3点以上の溶接熱影響部の脆化を抑制するには、溶接金属および溶接熱影響部において、固溶Nを極力低減すること、結晶粒を微細化すること、および過度な硬化を抑制することが必要である。
また、鋼中に適正量の固溶Nbを存在させることにより、溶接時の冷却過程の低温域でNbCが形成されるため、Ac3点未満の溶接熱影響部における軟化を抑制することができる。
また、所望とするTiおよびNbの存在状態を得るには、鋼板の成分組成およびTi/Nを厳密に調整した上で、製造条件、特に熱間圧延条件および焼鈍条件を適正に制御することが重要である。
本発明は、上記の知見に基づき、さらに検討を加えた末に完成されたものである。
1.質量%で、
C:0.05〜0.13%、
Si:0.05〜2.0%、
Mn:1.5〜4.0%、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.01〜0.1%、
Cr:0.05〜1.0%、
Nb:0.010〜0.070%、
Ti:0.005〜0.040%および
N:0.0005〜0.0065%
を含有し、さらにTiとNの質量比:Ti/Nが2.5以上7.5以下であって、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼中のTiのうち70%以上が析出物として存在する一方、鋼中のNbのうち15%以上が固溶Nbとして存在し、
引張強さが980MPa以上であることを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下および
V:0.1%以下
から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする前記1に記載のスポット溶接性に優れた冷延鋼板。
記
Ts(℃)=6770/[2.26−log10{[%Nb]×
([%C]+0.86[%N])}]−273 ・・・(1)
ここで、[%Nb]、[%C]および[%N]は、それぞれ鋼中のNb、CおよびNの含有量(質量%)を示す。
また、本発明の冷延鋼板を用いることにより、自動車などの鋼構造物作製時の製造効率や自動車搭乗者に対する安全性を向上でき、さらには燃費向上に伴う環境負荷の軽減に大きく寄与することができる。
まず、本発明において、鋼材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。なお、鋼材の成分組成における元素の含有量の単位はいずれも「質量%」であるが、以下、特に断らない限り単に「%」で示す。
C:0.05〜0.13%
Cは、鋼を強化する上で最も重要な元素であり、高い固溶強化能を有する。このような効果を得るには、Cの0.05%以上の含有を必要とする。一方、C量が0.13%を超えると、母材中のマルテンサイト相が増加して著しく硬化し、穴拡げ性が劣化する。このため、C量は0.05〜0.13%の範囲に限定する。好ましくは0.06〜0.12%の範囲である。
Siは、脱酸材として作用する、製鋼上、必要な元素である。また、Siは、鋼に固溶して固溶強化により鋼板を高強度化する効果を有する。このような効果を得るためには、Siの0.05%以上の含有を必要とする。一方、Si量が2.0%を超えると、溶接金属および溶接熱影響部の靱性が顕著に劣化し、溶接部の破断強度が低下する。このため、Si量は、0.05〜2.0%の範囲に限定する。好ましくは0.10〜1.60%の範囲である。
Mnは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、引張強さ:980MPa以上の母材強度を確保するためには、Mn量を1.5%以上とすることが必要である。一方、Mn量が4.0%を超えると、溶接部の破断強度が低下するとともに、母材のミクロ偏析が大きくなり、母材偏析部を起点とした遅れ破壊の発生を助長する。このため、Mn量は、1.5〜4.0%の範囲に限定する。好ましくは1.7〜3.8%の範囲である。
Pは、固溶強化能が大きい元素であるが、Mnとともにミクロ偏析を助長する。このため、P量が0.05%を超えると、母材が脆化するだけでなく、粒界偏析部が遅れ破壊の発生起点となり易くなる。従って、Pは0.05%を上限として、可能な限り低減することが望ましい。ただし、過度のP低減は精錬コストを高騰させ経済的に不利となるため、Pの下限は0.005%程度とすることが望ましい。
Sは、粒界に偏析して熱間圧延時の延性を低下させるため、0.005%を上限として可能な限り低減することが望ましい。
Alは、脱酸剤として作用し、鋼板の溶鋼脱酸プロセスにおいて、最も汎用的に用いられる元素である。また、鋼中の固溶Nを固定してAlNを形成することで、固溶Nによる脆化を抑制する効果を有する。このような効果を得るには、Alの0.01%以上の含有を必要とする。一方、Al量が0.1%を超えると、スラブ製造時の表面割れを助長する。このため、Al量は、0.01〜0.1%の範囲に限定する。好ましくは0.02〜0.07%の範囲である。
Crは、比較的安価に鋼の焼入れ性を増加させる効果を有し、焼鈍過程での中間硬度相のベイナイト変態を遅延化し、高硬度相のマルテンサイトを生成し、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るには、Crの0.05%以上の含有が必要である。一方、Cr量が1.0%を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的にも不利になる。このため、Cr量は、0.05〜1.0%の範囲に限定する。好ましくは、0.07〜0.8%の範囲である。
Nbは、冷間圧延後の焼鈍加熱において、固溶Nbとして存在することにより、ソリュートドラッグ効果を発現し、冷間圧延で生成した加工組織の再結晶を遅延することにより、焼鈍後の鋼板を高強度化する重要な元素である。また、熱間圧延および焼鈍工程で生成するNbCは、母材および溶接熱影響部のミクロ組織を微細化して、靱性を改善する。このような効果を得るためには、Nbの0.010%以上の含有が必要である。一方、Nb量が0.070%を超えると、粗大な炭窒化物が析出し、スラブ製造時の表面割れを助長するとともに、破壊の起点となることがある。このため、Nb量は、0.010〜0.070%の範囲に限定する。好ましくは0.015〜0.060%の範囲である。
Tiは、本発明において重要な合金元素であり、固溶Nを固定してTiNを形成することにより、母材、溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を有するとともに、固溶Nの低減により脆化を抑制する効果を有する。また、TiNの形成により、熱間圧延および焼鈍工程において、Nb窒化物の生成抑制を介して所定量の固溶Nbを確保し、焼鈍後の鋼板を高強度化するのに有効に寄与する。このような効果を得るためには、Tiの0.005%以上の含有が必要である。一方、Ti量が0.040%を超えると、非常に硬くて脆いTiCが析出し、脆化を助長する。このため、Ti量は0.005〜0.040%の範囲に限定する。好ましくは0.010〜0.035%である。
Nは、不可避的不純物として鋼中に含まれるが、Tiを適量添加することにより、TiNを形成し、溶接の際に溶接金属および溶接熱影響部における結晶粒の粗大化を抑制する効果を発現する。このような効果を得るためには、N量を0.0005%以上とする必要がある。一方、N量が0.0065%を超えると、固溶Nの増大により、耐時効性が著しく低下する。このため、N量は0.0005〜0.0065%の範囲に限定する。好ましくは0.0010〜0.0060%である。
Ti/N:2.5以上7.5以下
Ti/Nを上記の範囲内に制御することにより、TiNの生成による結晶粒微細化強化と析出強化が発現する。また、Nb窒化物の生成抑制を介して、焼鈍過程で適正量の固溶Nbを確保することが可能となり、これにより発現する加熱時の再結晶進行を遅延させる効果が、鋼板の高強度化に寄与する。また、溶接金属および溶接熱影響部においては、固溶Nの低減および結晶粒の微細化に寄与し、溶接金属および溶接熱影響部の脆化を防止する。
ここで、Ti/Nが2.5未満になると、鋼板中の固溶Nが増加し、脆化を助長する。一方、Ti/Nが7.5を超えると、非常に硬くて脆いTiCが鋼板中に生成し、延性の低下、ひいては脆化が顕著になる。このため、Ti/Nは2.5〜7.5の範囲に限定する。好ましくは3.0〜7.0の範囲である。
Mo:0.01〜1.0%
Moは、鋼の強度向上に寄与する元素である。このような効果を得るためには、Moの0.01%以上の添加が必要である。一方、Mo量が1.0%を超えると、過度な強度上昇により脆化を助長するだけでなく、経済的に不利になる。このため、Mo量は、0.01〜1.0%の範囲とする。好ましくは0.03〜0.8%の範囲である。
Cuは鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Cu量が1.0%を超えると熱間脆性を生じて鋼板の表面性状を劣化させる。このため、Cu量は1.0%以下とする。
Niは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、Ni量が1.0%を超えるとその効果は飽和し、経済的に不利になる。このため、Ni量は1.0%以下とする。
Vは、鋼の強度向上に寄与する元素であるが、V量が0.1%を超えると母材延性を劣化させる。このため、V量は0.1%以下とする。
鋼中に析出物として存在するTiの割合:70%以上
焼鈍過程においては、Ti析出物により組織が微細化され、最終的に得られる冷延鋼板の穴拡げ性が向上する。また、焼鈍後の冷延鋼板中にTiが析出物として存在すると、溶接の際の溶接熱履歴による溶接熱影響部の結晶粒の粗大化が抑制され、溶接部の破断強度が向上する。このような効果を得るためには、鋼中のTiのうち70%以上が析出物として存在する必要がある。好ましくは75%以上である。また、鋼中に析出物として存在するTiの割合の上限は特に規定されるものではないが、100%となると固溶Nの残存により靭性が大きく劣化することから、100%未満とすることが好ましく、98%未満とすることがより好ましい。
なお、析出物の形態は、TiNの単独、もしくはTiNと他の析出物との複合析出物が主であるが、Ti酸化物あるいはTi炭化物が、全体のTi系析出物個数の10%未満であれば、混入してもその影響は無視できる。
Nbが固溶状態で存在すると、焼鈍過程においては、加熱時の再結晶抑制効果により、鋼の高強度化に有効に寄与するとともに、Ac3点未満の溶接熱影響部の軟化を抑制する効果を有する。
このような効果を得るためには、鋼中のNbのうち15%以上が固溶Nbとして存在する必要がある。好ましくは20%以上である。
なお、鋼中に固溶Nbとして存在するNbの割合の上限は特に規定されるものではないが、鋼中の固溶Nb量が過度に多くなっても上記のような効果は飽和し、製造コストが上昇するため、70%以下とすることが好ましい。
また、固溶Nb以外の鋼中におけるNbの存在形態としては、NbCといったNb炭化物やNb炭窒化物などが挙げられる。
ついで、得られた鋼素材を、直ちにまたは一旦冷却し、(Ts−50)℃以上(Ts+200)℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度:850℃以上にて熱間圧延を施した後、650℃以下で巻取って熱延鋼板とする。
なお、Tsは次式(1)により定義される。
Ts(℃)=6770/[2.26−log10{[%Nb]×
([%C]+0.86[%N])}]−273 ・・・(1)
ここで、[%Nb]、[%C]および[%N]は、それぞれ鋼中のNb、CおよびNの含有量(質量%)を示す。
鋼素材の溶製時に晶出した粗大なNbを含む炭窒化物は、鋼板の高強度化に寄与しない。このため、粗大なNb系晶出物は、熱間圧延前の加熱段階で、一旦、鋼中に固溶させて、その後の圧延、冷却、焼鈍等の過程で、再度、微細なNb炭化物や炭窒化物として析出させることが重要である。
ここに、加熱温度が(Ts−50)℃未満では、加熱が十分ではないためにNb系晶出物が十分に鋼中に固溶せず、焼鈍後の強度が不足する。一方、(Ts+200)℃を超えると、上記の効果が飽和する上、Ti晶出物が完全に固溶して、焼鈍後に適正量のTiを析出物として存在させることが困難となる。また、加熱のための燃料費の増加とともにスケールオフ増大による歩留まり低下のため、経済的に不利である。従って、加熱温度は(Ts−50)℃以上(Ts+200)℃以下とする。好ましくは(Ts−20)℃以上(Ts+170)℃以下である。
仕上圧延終了温度が850℃未満になると、圧延効率が低下するだけでなく、圧延荷重が増大し、圧延機への負荷が大きくなる。このため、仕上圧延終了温度は850℃以上とする。
熱延鋼板の巻取り温度が650℃を超えると、巻取り中に析出するNbCが過度に粗大化するため、脆化し易く、破壊の起点となり易い。このため、熱延鋼板の巻取り温度は650℃以下とする必要がある。好ましくは620℃以下である。なお、熱延鋼板の巻取り温度の下限は特に規定する必要はないが、過度の温度低下は製造効率を低下させるため、400℃程度とすることが好ましい。
連続焼鈍における加熱温度:700℃以上900℃以下
連続焼鈍における加熱温度が700℃未満であると、オーステナイトの逆変態が不十分となり、その後の冷却時に生成する硬質のマルテンサイトもしくはベイナイトの量が不十分となり、所望の強度が得られない。一方、900℃を超えると、オーステナイト粒の粗大化が顕著になり、母材の穴拡げ性および溶接熱影響部の靭性が劣化する。このため、連続焼鈍における加熱温度は、700℃以上900℃以下とする。好ましくは720℃以上880℃以下である。
加熱後の冷却過程における平均冷却速度が12℃/s未満であると、冷却中に軟質のフェライト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却の途中でNbが過度に再析出するため、所望量の固溶Nbを確保することが困難になる。また、冷却の途中に粗大なフェライト相やパーライト相が生成し、強度が低下する。一方、焼鈍後の平均冷却速度が100℃/sを超えると、鋼板形状の確保が困難になる。このため、焼鈍処理後の平均冷却速度は、12℃/s以上100℃/s以下とする。好ましくは14℃/s以上70℃/s以下である。
冷却停止温度を200℃未満とすると、鋼板の搬送速度を極端に低下させることになるため、製造効率の面で好ましくない。一方、450℃を超える温度で冷却を停止すると、冷却停止後に比較的軟質のベイナイト相が過剰に生成して所望の強度を確保し難くなるだけでなく、冷却停止後にNbが過度に再析出するため、所望量の固溶Nbを確保することが困難になる。また、フェライトなどの軟質の組織が過度に生成し、強度が不足する。このため、冷却停止温度は200℃以上450℃以下とする。好ましくは230℃以上420℃以下である。
冷却停止温度域における保持時間が30s未満であると、鋼板内の温度、材質の均一性が低下する。一方、冷却停止温度域における保持時間が600sを超えると、製造効率が低下する。このため、冷却停止温度域における保持時間は、30s以上600s以下とする。
上記のようにして得られた各冷延鋼板から電解抽出用試験片を採取し、該試験片について、AA系電解液(アセチルアセトンテトラメチルアンモニウムクロライドのエタノール溶液)を用いた電解処理を実施し、ろ過により残渣を抽出した。
抽出した残渣について、純水で100mlに定容して、高周波誘導結合プラズマ(Inductively Coupled Plasma)発光分光法によりTi量を測定し、測定したTi量を析出物として存在するTi量とした。また、同様に、抽出した残渣中のNb量を測定し、この測定したNb量を、試験片中に含有される全Nb量から差し引くことで、固溶Nb量を算出した。
かくして算出した析出物として存在するTi量および固溶Nb量をそれぞれ、試験片中に含有される全Ti量およびNb量で除することで、鋼中に析出物として存在するTiの割合および鋼中に固溶Nbとして存在するNbの割合を求めた。これらの評価結果を表3に示す。
圧延方向に対して直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、JIS Z 2241(2011)に準拠して、引張強さ(TS)および全伸び(El)を測定した。これらの評価結果を表3に示す。なお、ここでは、TS≧980MPa、El≧13%以上となるものを良好と判定した。
・十字引張試験
上記のようにして得られた冷延鋼板を用い、JIS Z 3137(1999)に準拠した十字形引張試験片を作製した。ここで、十字形引張試験片の作製におけるスポット溶接は、日本溶接協会規格:WES7301に準拠し、ナゲット径が6.0mmとなる溶接条件で実施した。
ついで、作製した十字形引張試験片を用い、JIS Z 3137(1999)に準拠して、十字引張試験を実施した。ここでは、十字引張力が10kN/spot以上で、かつ破断形態がプラグ破断であるものを、スポット溶接性に優れると判断した。
また、JIS Z 3139(2009)に準拠して、断面試験を実施した。
すなわち、上記の十字形引張試験片の作製条件と同じ条件で、同じ鋼種の2枚の冷延鋼板をスポット溶接した。ついで、鋼板表面に垂直に切り出した溶接部断面を研磨した後、ナイタール腐食し、硬度測定用試験片とした。JIS Z 2244(2009)に準拠し、試験力0.9807Nで、板厚方向中心位置から0.5mm上方および0.5mm下方位置において、鋼板表面と平行な方向の2方向に、ナゲットの中心位置から0.5mmピッチで、溶接金属部から母材部までビッカース硬度試験を実施し、測定したビッカース硬度の最大値と最小値の差(ΔHV)を求めた。ここでは、ΔHVが120未満であるものをスポット溶接性に優れると判断した。
これらの評価結果を表3に併記する。
一方、比較例では、母材の引張強さおよび全伸び、ならびにスポット溶接試験における十字引張力および破断形態、ビッカース硬度の最大値と最小値の差(ΔHV)のうちの少なくとも1つが十分なものとは言えなかった。
Claims (3)
- 質量%で、
C:0.05〜0.13%、
Si:0.05〜2.0%、
Mn:1.5〜4.0%、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.01〜0.1%、
Cr:0.05〜1.0%、
Nb:0.010〜0.070%、
Ti:0.005〜0.040%および
N:0.0005〜0.0065%
を含有し、さらにTiとNの質量比:Ti/Nが2.5以上7.5以下であって、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼組成を有し、
鋼中のTiのうち70%以上が析出物として存在する一方、鋼中のNbのうち15%以上が固溶Nbとして存在し、
引張強さが980MPa以上であることを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板。 - 前記鋼板が、さらに質量%で、
Mo:0.01〜1.0%、
Cu:1.0%以下、
Ni:1.0%以下および
V:0.1%以下
から選んだ1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1に記載のスポット溶接性に優れた冷延鋼板。 - 請求項1または2に記載の鋼組成を有する鋼素材を、Tsを下記式(1)で示される温度とするとき、(Ts−50)℃以上(Ts+200)℃以下の温度域に加熱し、仕上圧延終了温度:850℃以上の熱間圧延を施した後、650℃以下の温度で巻取り、ついで、冷間圧延を施した後、700℃以上900℃以下の温度域に加熱し、その後の冷却過程において、平均冷却速度:12℃/s以上100℃/s以下で200℃以上450℃以下の温度域まで冷却し、該温度域で30s以上600s以下の時間保持する連続焼鈍を行うことを特徴とするスポット溶接性に優れた冷延鋼板の製造方法。
記
Ts(℃)=6770/[2.26−log10{[%Nb]×
([%C]+0.86[%N])}]−273 ・・・(1)
ここで、[%Nb]、[%C]および[%N]は、それぞれ鋼中のNb、CおよびNの含有量(質量%)を示す。
Priority Applications (6)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014162834A JP5935843B2 (ja) | 2014-08-08 | 2014-08-08 | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
CN201580042291.3A CN106661693B (zh) | 2014-08-08 | 2015-07-31 | 点焊性优异的冷轧钢板及其制造方法 |
US15/329,026 US20170204492A1 (en) | 2014-08-08 | 2015-07-31 | Cold-rolled steel sheet having excellent spot weldability, and manufacturing method therefor |
EP15829208.6A EP3178954B1 (en) | 2014-08-08 | 2015-07-31 | Cold-rolled steel sheet having excellent spot weldability, and manufacturing method therefor |
PCT/JP2015/003881 WO2016021169A1 (ja) | 2014-08-08 | 2015-07-31 | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
MX2017001687A MX2017001687A (es) | 2014-08-08 | 2015-07-31 | Lamina de acero laminada en frio que tiene excelente soldabilidad por puntos, y metodo de fabricacion para la misma. |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2014162834A JP5935843B2 (ja) | 2014-08-08 | 2014-08-08 | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP2016037650A true JP2016037650A (ja) | 2016-03-22 |
JP5935843B2 JP5935843B2 (ja) | 2016-06-15 |
Family
ID=55263465
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2014162834A Active JP5935843B2 (ja) | 2014-08-08 | 2014-08-08 | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (6)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US20170204492A1 (ja) |
EP (1) | EP3178954B1 (ja) |
JP (1) | JP5935843B2 (ja) |
CN (1) | CN106661693B (ja) |
MX (1) | MX2017001687A (ja) |
WO (1) | WO2016021169A1 (ja) |
Cited By (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018030501A1 (ja) | 2016-08-10 | 2018-02-15 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
WO2018030503A1 (ja) | 2016-08-10 | 2018-02-15 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
JP2018162477A (ja) * | 2017-03-24 | 2018-10-18 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法、抵抗スポット溶接継手、ならびに自動車用部材 |
KR20190026854A (ko) * | 2016-08-22 | 2019-03-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저항 용접부를 갖는 자동차용 부재 |
Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09176781A (ja) * | 1995-12-22 | 1997-07-08 | Nkk Corp | 溶接性と耐亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型60キロ級鋼およびその製造方法 |
JP2004018912A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2008274360A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Nippon Steel Corp | 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法 |
Family Cites Families (10)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
NL7807507A (nl) * | 1977-07-25 | 1979-01-29 | Hoffmann La Roche | Tricyclische verbindingen. |
ES2264572T3 (es) * | 1997-07-28 | 2007-01-01 | Exxonmobil Upstream Research Company | Aceros soldables ultrarresistentes con una tenacidad excelente a temperaturas ultrabajas. |
JP3424619B2 (ja) * | 1999-09-16 | 2003-07-07 | 住友金属工業株式会社 | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
WO2003106723A1 (ja) * | 2002-06-14 | 2003-12-24 | 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 |
JP4306202B2 (ja) * | 2002-08-02 | 2009-07-29 | 住友金属工業株式会社 | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
EP1749895A1 (fr) * | 2005-08-04 | 2007-02-07 | ARCELOR France | Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites |
JP4924730B2 (ja) * | 2009-04-28 | 2012-04-25 | Jfeスチール株式会社 | 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP5434960B2 (ja) * | 2010-05-31 | 2014-03-05 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
US20150027594A1 (en) * | 2011-11-15 | 2015-01-29 | Jfe Steel Corporation | Thin steel sheet and process for producing the same |
US9115416B2 (en) * | 2011-12-19 | 2015-08-25 | Kobe Steel, Ltd. | High-yield-ratio and high-strength steel sheet excellent in workability |
-
2014
- 2014-08-08 JP JP2014162834A patent/JP5935843B2/ja active Active
-
2015
- 2015-07-31 EP EP15829208.6A patent/EP3178954B1/en not_active Not-in-force
- 2015-07-31 US US15/329,026 patent/US20170204492A1/en not_active Abandoned
- 2015-07-31 MX MX2017001687A patent/MX2017001687A/es active IP Right Grant
- 2015-07-31 CN CN201580042291.3A patent/CN106661693B/zh active Active
- 2015-07-31 WO PCT/JP2015/003881 patent/WO2016021169A1/ja active Application Filing
Patent Citations (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH09176781A (ja) * | 1995-12-22 | 1997-07-08 | Nkk Corp | 溶接性と耐亜鉛メッキ割れ性に優れた調質型60キロ級鋼およびその製造方法 |
JP2004018912A (ja) * | 2002-06-14 | 2004-01-22 | Jfe Steel Kk | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
JP2008274360A (ja) * | 2007-04-27 | 2008-11-13 | Nippon Steel Corp | 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法 |
Cited By (9)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018030501A1 (ja) | 2016-08-10 | 2018-02-15 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
WO2018030503A1 (ja) | 2016-08-10 | 2018-02-15 | Jfeスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法 |
KR20190022769A (ko) | 2016-08-10 | 2019-03-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 그의 제조 방법 |
KR20190026868A (ko) | 2016-08-10 | 2019-03-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 그의 제조 방법 |
US10711323B2 (en) | 2016-08-10 | 2020-07-14 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, and production method therefor |
US11066716B2 (en) | 2016-08-10 | 2021-07-20 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet and method for producing the same |
KR20190026854A (ko) * | 2016-08-22 | 2019-03-13 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저항 용접부를 갖는 자동차용 부재 |
KR102250977B1 (ko) | 2016-08-22 | 2021-05-11 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저항 용접부를 갖는 자동차용 부재 |
JP2018162477A (ja) * | 2017-03-24 | 2018-10-18 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法、抵抗スポット溶接継手、ならびに自動車用部材 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
MX2017001687A (es) | 2017-04-27 |
CN106661693A (zh) | 2017-05-10 |
US20170204492A1 (en) | 2017-07-20 |
JP5935843B2 (ja) | 2016-06-15 |
CN106661693B (zh) | 2018-09-11 |
EP3178954B1 (en) | 2019-03-06 |
EP3178954A1 (en) | 2017-06-14 |
WO2016021169A1 (ja) | 2016-02-11 |
EP3178954A4 (en) | 2018-01-10 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5177310B2 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5950045B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP6460292B1 (ja) | 高Mn鋼およびその製造方法 | |
JP5846311B2 (ja) | 溶接熱影響部ctod特性に優れた厚肉高張力鋼およびその製造方法 | |
EP2832889A1 (en) | Low yield ratio high-strength steel plate having superior strain aging resistance, production method therefor, and high-strength welded steel pipe using same | |
EP2832890A1 (en) | Low yield ratio high-strength steel plate having superior strain aging resistance, production method therefor, and high-strength welded steel pipe using same | |
JPWO2014141697A1 (ja) | 厚肉高靭性高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP6432705B2 (ja) | 高強度めっき鋼板及びその製造方法 | |
JP2013104124A (ja) | 曲げ加工性に優れた直接焼入れ焼戻し型高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5630322B2 (ja) | 靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
JP6245352B2 (ja) | 高張力鋼板およびその製造方法 | |
JP5692305B2 (ja) | 大入熱溶接特性と材質均質性に優れた厚鋼板およびその製造方法 | |
JP5958428B2 (ja) | 大入熱溶接用鋼板の製造方法 | |
JP5935843B2 (ja) | スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
WO2014199488A1 (ja) | 溶接用超高張力鋼板 | |
JP5194572B2 (ja) | 耐溶接割れ性が優れた高張力鋼材の製造方法 | |
JP5821929B2 (ja) | 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
CN111051555B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
JP4264296B2 (ja) | 溶接部靭性、条切り特性に優れた低降伏比570MPa級高張力鋼及びその製造方法 | |
JP5935844B2 (ja) | レーザ溶接部の耐遅れ破壊特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP2018024907A (ja) | 鋼板およびその鋼板の製造方法 | |
JP2018003115A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JPWO2016068094A1 (ja) | 溶接熱影響部の低温靭性に優れる高張力鋼板とその製造方法 | |
JP2008261011A (ja) | 溶接熱影響部の靭性に優れる降伏応力470MPa以上引張強さ570MPa以上の高強度鋼材の製造方法 | |
JP2017137579A (ja) | 鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A975 | Report on accelerated examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005 Effective date: 20151215 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20160209 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20160229 |
|
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: 20160412 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20160425 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5935843 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
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 |