JP3895986B2 - 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3895986B2 JP3895986B2 JP2001396319A JP2001396319A JP3895986B2 JP 3895986 B2 JP3895986 B2 JP 3895986B2 JP 2001396319 A JP2001396319 A JP 2001396319A JP 2001396319 A JP2001396319 A JP 2001396319A JP 3895986 B2 JP3895986 B2 JP 3895986B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weldability
- mass
- steel sheet
- strength
- strength 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.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして800MPa級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性や溶接性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。
【０００３】
たとえば、穴拡げ性については、CAMP-ISIJ vol.13 (2000) p.395にあるように、主相をベイナイトととして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第2相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、800ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。
また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（HAZ軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特開2000-87175にあるようにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの析出によりHAZ軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HAZ軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、800ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が800ＭＰa以上になると、溶接自体が困難になり、980MPa以上で更に顕著となる。このため、スポット溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故母材は特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰaクラス以上の高強度材に比べ極めて顕著となる。
【０００４】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織化を積極的に活用することが一般的である。しかし、第2相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、CAMP-ISIJ, vol.13(2000),p.391）。また、本文献中には、主相をフェライト、第2相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、引張り強度が800ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を800ＭＰａ以上の領域で、溶接性、穴拡げ性を同時に改善する手法として、ミクロ組織およびを成分範囲や（Ａ）式による限定を行うことで、800ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の軟化挙動を抑制して、さらには、穴拡げ率：（穴拡げ試験前の穴の内径／穴拡げ試験前の穴径−１）×１００が７０％以上の穴拡げ性を確保できることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【０００７】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％を下記（Ａ）式を満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、
ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であることを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2）＞ ０ ・・・（Ａ）
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
【０００８】
（３）さらに、質量％で、
Zr、Hf、Ta、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至（３）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
（５）さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Remの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）乃至（４）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（６）（１）乃至（５）に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、１〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JISに準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行い、各特性を比較評価した。
【００１１】
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により、800ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
穴拡げ性を十分に確保するためにはベイナイトまたはベイニティックフェライトとするのが有効で、面積率で７０％以上含むこととした。
また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えばアキュラーフェライトがその1例である。
穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトが主相で、面積率が９７％を超えることが望ましい。
【００１２】
一方、溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。これに対しては、後述するように成分を規定した（Ａ）式を満たすことで、引張り強度が800MPa以上の高強度材の溶接性を確保するものとした。
延性確保や高強度化の観点からすると、面積率で３０％未満のフェライトを含んでも良い。一方、オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含むことは穴拡げ加工性や溶接熱影響部の軟化挙動の点から望ましくないが、面積率３％未満程度であれば、顕著な特性劣化が認められないことから、面積率で３％未満含んでも良い。さらに、酸化物や硫化物等の介在物を不可避的に含んでも良い。
【００１３】
また、式（Ａ）を満足しない場合には、引張り強度で800ＭＰａ以上を確保できなかったり、溶接熱影響部分の軟化を抑制できないことに加えて穴拡げ性の確保も困難となる。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2）＞ ０ ・・・（Ａ）
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができ、これらは主相の面積率に含めた。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。
【００１４】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、良好な強度−穴拡げ性バランスを確保するための主相および第２相の率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために下限を０．００１質量％（以下、同じ）とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とした。好ましくは、Ｃ：０．０３〜０．１０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を２．５質量％とした。好ましくは、Ｓｉ：０．０５〜０．２％とすることによりさらに著しい効果が得られる。
【００１５】
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効である。さらに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方、過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、延性の著しい低下を招くために３質量％を上限とした。好ましくは、Ｍｎ：０．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
【００１６】
Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
Ａｌは、脱酸元素として添加する。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため２％を上限とした。
【００１７】
Ｍｏは、強度−穴拡げ性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度−穴拡げ性−溶接性の極めて良好なバランスを得るために重要な添加元素であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．０％とした。
Nbは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。また、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．０１質量％以上の添加とした。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として１．０質量％とした。
【００１８】
また、800ＭＰａ以上の強度レベルで、溶接性および穴拡げ性をバランス良く、制御するためには、式（Ａ）を満足することとした。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2） ＞ ０・・・（Ａ）
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００１９】
Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００２０】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ta、Ti、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００２１】
Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから０．００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
このような組織を有する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
【００２２】
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。
このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００２３】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 およびＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．８×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライト生成させるのに重要である。この冷却速度を１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を１℃／秒とした。一方、冷却速度が１５０℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
【００２４】
この一次冷却が２００℃未満まで行われると、冷却中にマルテンサイトが多量に生成して、穴拡げ性や遅れ破壊を助長するため、冷却停止温度は２００〜５００℃とした。また、冷却停止温度が５００℃を超えると、その後の保持時に炭化物が短時間で生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから３０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から２０分保持することが望ましい。２００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、５００℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となる。
また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG, MIG、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲とする。
【００２５】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ2 −Ｎ2 雰囲気中で昇温・保定したのち、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃まで冷却し、引き続いて１〜３０００秒保持した後、冷却した。
【００２６】
これらの鋼板からJIS５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板をつきあわせたレーザー溶接を行い、樹脂シート潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。
表２にミクロ組織と各材質について、また表3に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で800ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部の球頭張り出し高さ、引っ張り強度および穴拡げ性の何れかが劣勢である。図1に、溶接部の球頭張り出し高さ比：Ｒ、引っ張り強度：ＴＳ/ＭＰａおよび穴拡げ率：λ=１−ｄ／ｄ0（ｄ：穴拡げ試験後の穴径／ｍｍ、ｄ0：基穴径／ｍｍ）を乗した値と式(Ａ)の値との関係を示す。組織、製法および式(Ａ)のいずれも満たす発明鋼で良好な溶接部の加工性、引っ張り強度および穴拡げ性の３特性がすべて良好なことが分かる。
【００２７】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が800ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性を同時に改善した高強度高延性鋼板およびその製造方法を得ることができる。
【表１】
【表２】
【表３】
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｒ×ＴＳ×λと式（Ａ）の左辺の値との関係を示す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして800MPa級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性や溶接性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。
【０００３】
たとえば、穴拡げ性については、CAMP-ISIJ vol.13 (2000) p.395にあるように、主相をベイナイトととして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第2相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、800ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。
また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（HAZ軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特開2000-87175にあるようにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ，Ｍｏ）Ｃの析出によりHAZ軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HAZ軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、800ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が800ＭＰa以上になると、溶接自体が困難になり、980MPa以上で更に顕著となる。このため、スポット溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故母材は特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰaクラス以上の高強度材に比べ極めて顕著となる。
【０００４】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織化を積極的に活用することが一般的である。しかし、第2相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、CAMP-ISIJ, vol.13(2000),p.391）。また、本文献中には、主相をフェライト、第2相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではない。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、引張り強度が800ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を800ＭＰａ以上の領域で、溶接性、穴拡げ性を同時に改善する手法として、ミクロ組織およびを成分範囲や（Ａ）式による限定を行うことで、800ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の軟化挙動を抑制して、さらには、穴拡げ率：（穴拡げ試験前の穴の内径／穴拡げ試験前の穴径−１）×１００が７０％以上の穴拡げ性を確保できることを見出した。
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【０００７】
（１）質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．０１〜１．０％を下記（Ａ）式を満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、
ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であることを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2）＞ ０ ・・・（Ａ）
（２）さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
【０００８】
（３）さらに、質量％で、
Zr、Hf、Ta、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至（３）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
【０００９】
（５）さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Remの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）乃至（４）に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（６）（１）乃至（５）に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、１〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
【００１０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：０．０１〜２．５％、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜２％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JISに準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行い、各特性を比較評価した。
【００１１】
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により、800ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
穴拡げ性を十分に確保するためにはベイナイトまたはベイニティックフェライトとするのが有効で、面積率で７０％以上含むこととした。
また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えばアキュラーフェライトがその1例である。
穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトが主相で、面積率が９７％を超えることが望ましい。
【００１２】
一方、溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。これに対しては、後述するように成分を規定した（Ａ）式を満たすことで、引張り強度が800MPa以上の高強度材の溶接性を確保するものとした。
延性確保や高強度化の観点からすると、面積率で３０％未満のフェライトを含んでも良い。一方、オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含むことは穴拡げ加工性や溶接熱影響部の軟化挙動の点から望ましくないが、面積率３％未満程度であれば、顕著な特性劣化が認められないことから、面積率で３％未満含んでも良い。さらに、酸化物や硫化物等の介在物を不可避的に含んでも良い。
【００１３】
また、式（Ａ）を満足しない場合には、引張り強度で800ＭＰａ以上を確保できなかったり、溶接熱影響部分の軟化を抑制できないことに加えて穴拡げ性の確保も困難となる。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2）＞ ０ ・・・（Ａ）
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができ、これらは主相の面積率に含めた。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。
【００１４】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、良好な強度−穴拡げ性バランスを確保するための主相および第２相の率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために下限を０．００１質量％（以下、同じ）とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とした。好ましくは、Ｃ：０．０３〜０．１０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であり、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を２．５質量％とした。好ましくは、Ｓｉ：０．０５〜０．２％とすることによりさらに著しい効果が得られる。
【００１５】
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効である。さらに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方、過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、延性の著しい低下を招くために３質量％を上限とした。好ましくは、Ｍｎ：０．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
【００１６】
Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
Ａｌは、脱酸元素として添加する。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため２％を上限とした。
【００１７】
Ｍｏは、強度−穴拡げ性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度−穴拡げ性−溶接性の極めて良好なバランスを得るために重要な添加元素であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．０％とした。
Nbは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。また、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．０１質量％以上の添加とした。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として１．０質量％とした。
【００１８】
また、800ＭＰａ以上の強度レベルで、溶接性および穴拡げ性をバランス良く、制御するためには、式（Ａ）を満足することとした。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2） ＞ ０・・・（Ａ）
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００１９】
Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００２０】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ta、Ti、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００２１】
Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから０．００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
このような組織を有する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
【００２２】
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。
このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００２３】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 およびＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．８×（Ａｃ3−Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライト生成させるのに重要である。この冷却速度を１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を１℃／秒とした。一方、冷却速度が１５０℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
【００２４】
この一次冷却が２００℃未満まで行われると、冷却中にマルテンサイトが多量に生成して、穴拡げ性や遅れ破壊を助長するため、冷却停止温度は２００〜５００℃とした。また、冷却停止温度が５００℃を超えると、その後の保持時に炭化物が短時間で生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから３０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から２０分保持することが望ましい。２００℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、５００℃を超えると炭化物が生じて十分な残留オーステナイト相を残すことが困難となる。
また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG, MIG、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲とする。
【００２５】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
【００２６】
これらの鋼板からJIS５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板をつきあわせたレーザー溶接を行い、樹脂シート潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。
表２にミクロ組織と各材質について、また表3に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で800ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部の球頭張り出し高さ、引っ張り強度および穴拡げ性の何れかが劣勢である。図1に、溶接部の球頭張り出し高さ比：Ｒ、引っ張り強度：ＴＳ/ＭＰａおよび穴拡げ率：λ=１−ｄ／ｄ0（ｄ：穴拡げ試験後の穴径／ｍｍ、ｄ0：基穴径／ｍｍ）を乗した値と式(Ａ)の値との関係を示す。組織、製法および式(Ａ)のいずれも満たす発明鋼で良好な溶接部の加工性、引っ張り強度および穴拡げ性の３特性がすべて良好なことが分かる。
【００２７】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が800ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性を同時に改善した高強度高延性鋼板およびその製造方法を得ることができる。
【表１】
【図面の簡単な説明】
【図１】 Ｒ×ＴＳ×λと式（Ａ）の左辺の値との関係を示す図である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ ：０．０１〜０．２０％、
Ｓｉ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．００５〜２％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％を下記（Ａ）式を満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、
ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であることを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
（3.0Nb+2.5Mo+1/10Si+Mn）−（2C0.5+2）＞ ０ ・・・（Ａ） - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％の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に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Zr、Hf、Ta、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Remの１種または２種以上を合計で０．００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４に記載の溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板。
- 請求項１乃至請求項５に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍時の最高温度が０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、１〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜５００℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域で１秒〜３０００秒保持することを特徴とする溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001396319A JP3895986B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001396319A JP3895986B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003193194A JP2003193194A (ja) | 2003-07-09 |
| JP3895986B2 true JP3895986B2 (ja) | 2007-03-22 |
Family
ID=27602447
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001396319A Expired - Fee Related JP3895986B2 (ja) | 2001-12-27 | 2001-12-27 | 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3895986B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004332100A (ja) * | 2003-04-17 | 2004-11-25 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (10)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CA2747654C (en) | 2003-09-30 | 2015-04-21 | Nippon Steel Corporation | High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same |
| JP4684002B2 (ja) * | 2004-12-28 | 2011-05-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| KR100815709B1 (ko) | 2006-12-12 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 내후성 및 가공성이 우수한 고강도 냉연강판과 그 제조방법 |
| KR100815799B1 (ko) * | 2006-12-12 | 2008-03-20 | 주식회사 포스코 | 내후성이 우수한 고항복비형 냉연강판 |
| KR100925639B1 (ko) | 2007-12-24 | 2009-11-06 | 주식회사 포스코 | 내후성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| KR101253852B1 (ko) * | 2009-08-04 | 2013-04-12 | 주식회사 포스코 | 고인성 비조질 압연재, 신선재 및 그 제조방법 |
| JP5826398B2 (ja) * | 2011-09-16 | 2015-12-02 | ポスコ | 高強度及び高成形性を有する極薄冷延鋼板及びその製造方法 |
| JP6414371B1 (ja) | 2018-03-30 | 2018-10-31 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| MX2020009476A (es) | 2018-03-30 | 2020-10-22 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero y metodo de fabricacion de la misma. |
| CN111902554B (zh) | 2018-03-30 | 2022-03-29 | 日本制铁株式会社 | 钢板及其制造方法 |
-
2001
- 2001-12-27 JP JP2001396319A patent/JP3895986B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004332100A (ja) * | 2003-04-17 | 2004-11-25 | Nippon Steel Corp | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003193194A (ja) | 2003-07-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3854506B2 (ja) | 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3704306B2 (ja) | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4640130B2 (ja) | 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4730056B2 (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP4528137B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板の製造方法 | |
| KR102508575B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP6388056B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
| KR20210091755A (ko) | 열간 압연 강철 스트립 및 그 제조 방법 | |
| KR102210100B1 (ko) | 고강도 도금 강판 및 그의 제조 방법 | |
| KR102245008B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP4362318B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| US20130048155A1 (en) | High-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability and method for manufacturing the same | |
| JP4050991B2 (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4676923B2 (ja) | 耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4506434B2 (ja) | 剛性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| WO2020209275A1 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
| JP3895986B2 (ja) | 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2005281854A (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| KR20220073804A (ko) | 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재 | |
| JP4772431B2 (ja) | 伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2004332100A (ja) | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 | |
| JP4362319B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JPH0657375A (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3908964B2 (ja) | 成形性に優れた溶融亜鉛メッキ高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4430511B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度冷延薄鋼板の製造方法 |
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: 20050118 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050317 |
|
| 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: 20061212 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20061215 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3895986 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: 20101222 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101222 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111222 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111222 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121222 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121222 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20131222 Year of fee payment: 7 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| 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: 20131222 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: 20131222 Year of fee payment: 7 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| 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 |