JP5018934B2 - 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
JP5018934B2
JP5018934B2 JP2010147419A JP2010147419A JP5018934B2 JP 5018934 B2 JP5018934 B2 JP 5018934B2 JP 2010147419 A JP2010147419 A JP 2010147419A JP 2010147419 A JP2010147419 A JP 2010147419A JP 5018934 B2 JP5018934 B2 JP 5018934B2
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
composition
steel sheet
strength steel
mass
pearlite
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.)
Active
Application number
JP2010147419A
Other languages
English (en)
Other versions
JP2012012623A (ja
Inventor
健二 河村
英尚 川邉
一洋 瀬戸
教幸 片山
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to JP2010147419A priority Critical patent/JP5018934B2/ja
Application filed by JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Priority to CN201180032346.4A priority patent/CN102971443B/zh
Priority to KR1020127032907A priority patent/KR101485237B1/ko
Priority to PCT/JP2011/065415 priority patent/WO2012002566A1/ja
Priority to EP11801026.3A priority patent/EP2589678B1/en
Priority to TW100122843A priority patent/TWI431124B/zh
Priority to US13/704,781 priority patent/US20130233453A1/en
Publication of JP2012012623A publication Critical patent/JP2012012623A/ja
Application granted granted Critical
Publication of JP5018934B2 publication Critical patent/JP5018934B2/ja
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
    • 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
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Description

本発明は、優れた加工性（伸びフランジ性）が要求される、自動車部品の強度部材等用として好適な、高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、地球環境保全の観点から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、使用する材料を高強度化し、部材の薄肉化を図り、車体自体を軽量化しようとする動きが活発化している。使用する材料としては、とくに、引張強さ：540MPa以上の高強度鋼板が要求されている。しかし、鋼板の高強度化は、加工性の低下を招くことから、優れた加工性を有する高強度鋼板が要望されており、とくに薄肉の鋼板（薄鋼板）ではこの要望が高い。
このような要望に対し、フェライト相とマルテンサイト相からなる二相組織を有する二相鋼板（ＤＰ鋼板）や、フェライト相とマルテンサイト相、さらにベイナイト相を含む複合組織を有する鋼板など、種々の複合組織鋼板が提案されている。
例えば、特許文献１には、Ｃ：0.08〜0.30％、Si：0.1〜2.5％、Mn：0.5〜2.5％、Ｐ：0.01〜0.15％を含む組成の冷延鋼板を、Ａｃ１点以上の温度にて再結晶焼鈍し、次いで、Ａｒ１点乃至600℃の範囲の温度域まで強制空冷したのち、100℃/s以上の冷却速度で急冷し、フェライト相と低温変態生成相からなる複合組織とし、この後、所定の関係式で求められる、フェライト硬さHv（α）に対する低温変態生成相硬さHv（Ｌ）の比、Hv（Ｌ）／Hv（α）、が1.5〜3.5を満足するように、350〜600℃の範囲の温度にて過時効処理を行う局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献１に記載された技術では、焼入れ開始温度を高くし低温変態生成相の体積率を高め、その後、350〜600℃で過時効処理を行って、フェライト中にＣを析出させるとともに、低温変態生成相を軟化させて、Hv（Ｌ）／Hv（α）を小さくし、局部伸びを改善するとしている。
また、特許文献２には、Ｃ：0.02〜0.25％、Si：2.0％以下、Mn：1.6〜3.5％、Ｐ：0.03〜0.20％、Ｓ：0.02％以下、Cu：0.05〜2.0％、sol.Al：0.005〜0.100％、Ｎ：0.008％以下を含有する鋼スラブを熱間圧延し熱延コイルとし、酸洗後、その熱延コイルを連続焼鈍ラインで720〜950℃の温度で焼鈍する、耐食性に優れた低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献２に記載された技術によれば、低降伏比、高延性および良好な孔拡げ性を維持し、しかも耐食性に優れた、複合組織を有する高張力熱延鋼板を製造できるとしている。
また、特許文献３には、Ｃ：0.03〜0.17％、Si：1.0％以下、Mn：0.3〜2.0％、Ｐ：0.010％以下、Ｓ：0.010％以下、Al：0.005〜0.06％を含み、Ｃ（％）＞（3/40）×Mnを満足する組成と、ベイナイト又はパーライトを主とする第二相とフェライト相からなる組織を有し、（第二相のビッカース硬さ）／（フェライト相のビッカース硬さ）が1.6未満を満たす、強度−伸びフランジ性バランスに優れる高強度冷延鋼板が記載されている。特許文献３に記載された高強度冷延鋼板は、上記した組成を有する鋼（スラブ）を熱間圧延した後、650℃以下の温度で巻取り、酸洗したのち、冷間圧延し、ついで、Ａ１点以上、（Ａ３点＋50℃）以下の温度で均熱し、次いで、750〜650℃の範囲の間の温度Ｔ１まで20℃/ｓ以下で徐冷し、次いで、Ｔ１から500℃までを20℃/s以上の速度で冷却する焼鈍処理を行い、引続いて500〜250℃の温度で過時効処理することにより得られるとしている。
特開昭63−293121号公報 特開平05−112832号公報 特開平10−60593号公報
しかしながら、特許文献１に記載された技術では、再結晶焼鈍後に、急速冷却（焼入れ）が可能な連続焼鈍設備を必要とするうえ、高温での過時効処理による急激な強度低下を抑制するために、多量の合金元素添加を必要とするという問題がある。
また、特許文献２に記載された技術では、多量のＰ、Cuを複合して添加することを必須としているが、Cuの多量含有は、熱間加工性を低下させ、また、Ｐの多量含有は、鋼を脆化させる。また、Ｐは、鋼中に偏析する傾向が強く、この偏析したＰは、鋼板の伸びフランジ性を低下させるほか、溶接部の脆化を引き起こすという問題がある。
また、特許文献３に記載された高強度冷延鋼板は、伸びフランジ性に優れるが、540MPa以上の高強度の場合、伸びは26％未満であり、所望の優れた加工性を維持できる程度に十分な伸びを確保できていないという問題がある。
本発明は、かかる従来技術の問題を解決し、板厚：1.0〜1.8mm程度の薄肉の、加工性に優れ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。なお、ここでいう「高強度」とは、引張強さTS：540MPa以上、好ましくは590MPa以上の強度を有する場合をいい、また、「加工性に優れた」とは、伸びEl：30％以上（JIS５号試験片を用いた場合）、日本鉄鋼連盟規格JFST 1001−1996に準拠した穴拡げ試験における穴拡げ率λ：80％以上である場合をいうものとする。
本発明者らは、上記した目的を達成するため、強度と加工性に及ぼす組成とミクロ組織の影響について、鋭意研究を行った。その結果、合金元素量を適正範囲に調整した熱延板に、冷間圧延を施すことなく、適正な二相温度域に加熱する焼鈍処理と適正な冷却処理とを施すことにより、フェライト相を主相とし、第二相を微細なパーライトを主体とする組織とすることができ、これにより、所望の高強度を確保できるとともに、加工性が大幅に向上し、所望の伸び、所望の穴拡げ率とを兼備した、加工性に優れた高強度鋼板が得られるという知見を得た。
熱延板に、冷間圧延を省略して直接、適正な焼鈍処理を施すことにより、加工性が大幅に向上することについての詳細な機構については、現在までのところ明確ではないが、本発明者らは、つぎのように考えている。
熱延板に、冷間圧延を施すことなく、二相温度域に加熱する焼鈍処理を施す場合は、焼鈍加熱時には、α→γ変態が生じるだけであり、新たに再結晶が生じることはない。この場合、Ｃ濃度が高い箇所で優先的にα→γ変態が生じるのみであり、より均一な組織を得ることができるうえ、拡散速度の速いＣは、焼鈍処理時に平衡組成までαとγに再分配される。このため、粒界でのフィルム状セメンタイトの析出が抑制され、とくに伸びフランジ性の向上に有利に作用したと考えられる。一方、熱延板に冷間圧延を施したのちに、焼鈍処理を施す場合は、焼鈍加熱時に再結晶と、α→γ変態が競合して生じるため、不均一な組織となりやすく、大幅な加工性の向上は期待できにくい。
本発明は、かかる知見に基づき、さらに検討を加え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）mass％で、Ｃ：0.08〜0.15％、Si：0.5〜1.5％、Mn：0.5〜1.5％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織と、を有し、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が75〜90％、前記パーライトが10〜25％で、かつ該パーライトの平均粒径が５μm以下であり、さらに前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で70％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板。
（７）mass％で、Ｃ：0.08〜0.15％、Si：0.5〜1.5％、Mn：0.5〜1.5％、Ｐ：0.1％以下、Ｓ：0.01％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.005％以下を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を行い熱延板とする熱延工程と、前記熱延板に酸洗を施したのち、該熱延板を、連続焼鈍ラインで、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の第一の温度域で５〜400ｓ間保持する焼鈍処理と、該焼鈍処理後、前記第一の温度域から700℃までを、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらに700℃〜400℃の第二の温度域での滞留時間を30〜400ｓとする冷却処理を行う連続焼鈍工程と、を施し、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなり、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が75〜90％、前記パーライトが10〜25％であり、かつ該パーライトの平均粒径が５μm以下で、前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で70％以上である組織を有する鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記熱延工程が、前記鋼素材を1100〜1280℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：870〜950℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、該熱間圧延の終了後、該熱延板を、巻取り温度：350〜720℃として巻き取る、工程であることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（９）（７）または（８）において、前記第二の温度域のうち、700〜550℃の温度域での冷却時間を10ｓ以上とすることを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（１０）（７）ないし（９）のいずれかにおいて、 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（１１）（７）ないし（１０）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（１２）（７）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（１３）（７）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
（１４）（７）ないし（１３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、引張強さTS：540MPa以上の高強度と、El：30％以上の伸びと、λ：80％以上の伸びフランジ性とを兼備する、加工性に優れた高強度鋼板を、容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明は、冷間圧延を省略することができ、製造コストの低減、生産性の向上などにも、大きく寄与することができるという効果もある。また、本発明になる鋼板を、とくに自動車車体部品に適用すれば、自動車車体の軽量化に大きく貢献できる。
まず、本発明鋼板の組成限定の理由について説明する。以下、とくに断わらない限り、mass％は単に％で記す。
Ｃ：0.08〜0.15％
Ｃは、鋼板強度の増加に寄与するとともに、組織をフェライト相とフェライト相以外の第二相とからなる複合組織の形成に有効に作用する元素であり、本発明では、所望の引張強さ：540MPa以上の高強度を確保するために、0.08％以上の含有を必要とする。一方、0.15％を超える含有は、スポット溶接性を低下させ、さらに延性等の加工性を低下させる。このため、Ｃは0.08〜0.15％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.10〜0.15％である。
Si：0.5〜1.5％
Siは、鋼中に固溶してフェライトの強化に有効に作用するとともに、延性向上にも寄与する元素であり、所望の引張強さ：540MPa以上の高強度を確保するためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える過剰な含有は、赤スケール等の発生を促進し、鋼板の表面性状を低下させるとともに、化成処理性を低下させる。また、Siの過剰な含有は、抵抗溶接時の電気抵抗の増加を伴い、抵抗溶接性を阻害する。このため、Siは0.5〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.7〜1.2％である。
Mn：0.5〜1.5％
Mnは、鋼板強度の増加に寄与するとともに、複合組織の形成に有効に作用する元素であり、このような効果を得るためには、0.5％以上の含有を必要とする。一方、1.5％を超える含有は、焼鈍時の冷却過程でマルテンサイト相を形成しやすくなり、加工性、とくに伸びフランジ性の低下を招く。このため、Mnは0.5〜1.5％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.7〜1.5％である。
Ｐ：0.1％以下
Ｐは、鋼中に固溶して鋼板強度を増加させる作用を有する元素であるが、粒界へ偏析する傾向が強く、粒界の結合力を低下させて、加工性の低下を招くとともに、鋼板表面へ濃化して、化成処理性、耐食性などを低下させる。このようなＰの悪影響は、0.1％を超える含有で顕著となる。このため、Ｐは0.1％以下に限定した。なお、このようなＰの悪影響を避けるため、Ｐは0.1％以下で、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は製造コストの高騰を招くため、0.001％程度以上とすることが好ましい。
Ｓ：0.01％以下
Ｓは、鋼中では主としてMnS等の硫化物（介在物）を形成し、鋼板の加工性、とくに局部伸び、を低下させる。また、硫化物（介在物）の存在は、溶接性をも低下させる。このようなＳの悪影響は、0.01％を超える含有で顕著となる。このため、Ｓは0.01％以下に限定した。なお、このようなＳの悪影響を避けるため、Ｓは0.01％以下で、できるだけ低減することが好ましいが、過度の低減は製造コストの高騰を招くため、0.0001％程度以上とすることが好ましい。
Al：0.01〜0.1％
Alは、脱酸剤として作用し鋼板の清浄度向上に必須の元素であり、さらに炭化物形成元素の歩留り向上に有効に作用する。このような効果を得るためには、0.01％以上の含有を必要とする。0.01％未満の含有では、遅れ破壊の起点となるSi系介在物の除去が不十分となり、遅れ破壊発生の危険性が増加する。一方、0.1％を超えて含有しても、上記した効果は飽和し、含有量に見合う効果が期待できなくなり経済的に不利となるとともに、加工性が低下し、表面欠陥の発生傾向が増大する。このため、Alは0.01〜0.1％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.01〜0.05％である。
Ｎ：0.005％以下
Ｎは、本発明では本質的に有害な元素として、できるだけ低減することが望ましいが、0.005％までは許容できる。このため、Ｎは0.005％以下に限定した。なお、過度のＮの低減は、製造コストの高騰を招くため、0.0001％程度以上とすることが好ましい。
上記した成分が基本の成分であるが、基本成分に加え、必要に応じてさらに、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上、および／または、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｂ：0.0003〜0.0050％、および／または、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種、を選択して含有することができる。
Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上
Cr、Ｖ、Moはいずれも、鋼板強度を増加させ、複合組織の形成に寄与する元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種以上含有できる。このような効果を得るためには、Cr：0.05％以上、Ｖ：0.005％以上、Mo：0.005％以上、それぞれ含有することが望ましい。一方、Cr：0.5％、Ｖ：0.2％、Mo：0.2％、をそれぞれ超える過剰な含有は、焼鈍処理後の冷却処理中に、所望量のパーライトの生成が困難となり、所望の複合組織を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種
Ti、Nbはいずれも、析出強化により鋼板強度を増加させる元素であり、必要に応じて選択して、１種または２種含有できる。このような効果を得るためには、Ti：0.01％以上、Nb：0.01％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Ti：0.1％、Nb：0.1％をそれぞれ超える含有は、加工性、形状凍結性が低下する。このため、含有する場合には、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％の範囲に、それぞれ限定することが好ましい。
Ｂ：0.0003〜0.0050％
Ｂは、オーステナイト粒界に偏析して、粒界からのフェライトの生成、成長を抑制する作用を有する元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、0.0003％以上含有することが望ましいが、0.0050％を超える含有は、加工性を低下させる。このため、含有する場合には、Ｂは0.0003〜0.0050％の範囲に限定することが好ましい。なお、上記したようなＢの効果を得るためには、BNの生成を抑制することが必要であり、Tiとともに含有させることが好ましい。
Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種
Ni、Cuはいずれも、鋼板強度を増加させる作用を有するとともに、内部酸化を促進させめっき密着性を向上させる作用も有する元素であり、必要に応じ選択して含有できる。このような効果を得るためには、Ni：0.05％以上、Cu：0.05％以上それぞれ含有することが望ましいが、Ni：0.5％、Cu：0.5％、をそれぞれ超える含有は、焼鈍処理後の冷却処理中に、所望量のパーライトの生成が困難となり、所望の複合組織を確保できなくなり、伸びフランジ性が低下し、加工性が低下する。このため、含有する場合には、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％の範囲に限定することが好ましい。
Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種
Ca、REMはいずれも、硫化物の形態制御に寄与する元素であり、硫化物の形状を球状化し、硫化物の加工性、とくに伸びフランジ性への悪影響を抑制する作用を有する。このような効果を得るためには、Ca：0.001％以上、REM：0.001％以上、それぞれ含有することが望ましいが、Ca：0.005％、REM：0.005％、をそれぞれ超える含有は、介在物の増加を招き、表面欠陥および内部欠陥の多発を招く。このため、含有する場合には、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％の範囲に限定することが好ましい。
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
本発明鋼板は、上記した組成を有するとともに、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織を有する。
本発明鋼板では、主相であるフェライト相の面積率は、組織全体に対する面積率で、75〜90％とする。フェライト相の面積率が75％未満では、所望の伸び、所望の穴拡げ率を確保できず、加工性が低下する。一方、フェライト相の面積率が90％を超えると、第二相の面積率が低下し、所望の高強度を確保できなくなる。このため、主相であるフェライト相の面積率は75〜90％の範囲に限定した。なお、好ましいフェライト相の面積率は80〜90％である。
また、本発明鋼板では、第二相に、少なくともパーライトを含む。パーライトの面積率は、組織全体に対する面積率で、10〜25％とする。パーライトの面積率が10％未満では、所望の穴拡げ率を確保できず、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。一方、パーライトの面積率が25％を超えて多くなると、フェライト相とパーライトとの界面が増加し、加工時にボイドが生成しやすくなり、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。
なお、パーライトは、平均粒径が５μm以下の、微細粒とする。パーライトの平均粒径が５μmを超えて粗大となると、鋼板の加工に際して、パーライト粒（界面）に応力が集中し、マイクロボイドが生成するため、伸びフランジ性が低下し加工性が低下する。このようなことから、パーライトの平均粒径は５μm以下に限定した。なお、好ましくは4.0μm以下である。
本発明鋼板の組織における第二相は、少なくともパーライトを含み、パーライトが第二相の全面積に対する面積率で70％以上となる、パーライトを主体とする相とする。パーライトが第二相の全面積に対する面積率で70％未満では、硬質なマルテンサイト相、ベイナイト相あるいは残留γが多くなりすぎて、加工性が低下しやすい。このため、パーライトは第二相の全面積に対する面積率で70％以上に限定した。なお、好ましくは、75〜100％である。
第二相には、パーライト以外に、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト（残留γ）など、を含んでもよいが、とくに、ベイナイト、マルテンサイトは硬質相であり、また残留γは加工時に変態してマルテンサイトに変態し、それぞれ加工性を低下させる。このため、これらベイナイト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは極力少ないことが望ましく、組織全体に対する面積率で合計で５％以下とすることが好ましい。なお、更に好ましくは合計で３％以下である。
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鋼素材を出発素材とする。鋼素材の製造方法はとくに限定する必要はないが、上記した組成の溶鋼を転炉、電気炉等の常用の溶製方法で溶製し、連続鋳造法等の常用の鋳造方法でスラブ等の鋼素材とすることが、生産性の観点から好ましい。なお、造塊−分塊圧延法、薄スラブ鋳造法などを適用することもできる。
上記した組成を有する鋼素材に、熱延工程を施し、熱延板とする。熱延工程は、鋼素材を、1100〜1280℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：870〜950℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、熱間圧延終了後、該熱延板を、巻取り温度：350〜720℃として巻き取る、工程とすることが好ましい。
鋼素材の加熱温度が、1100℃未満では、変形抵抗が高くなりすぎて、圧延荷重が過大となり、熱間圧延が困難となる場合がある。一方、1280℃を超えると、結晶粒が粗大化しすぎて、熱間圧延を施しても所望の微細な鋼板組織を確保できにくくなる。このため、熱間圧延のための加熱温度は、1100〜1280℃の範囲の温度とすることが好ましい。より好ましくは1280℃未満である。
また、熱間圧延終了温度が870℃未満では、圧延中にフェライト（α）とオーステナイト（γ）が生成し、鋼板にバンド状組織を生成し易くなる。このバンド状組織は、焼鈍後にも残留し、得られる鋼板特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。一方、熱間圧延終了温度が950℃を超えると、熱延板組織が粗大となり、焼鈍後においても所望の組織が得られない場合がある。このため、熱間圧延終了温度は、870〜950℃とすることが好ましい。
また、熱間圧延終了後の巻取り温度が、350℃未満では、ベイニティックフェライト、ベイナイト、マルテンサイト等が生成し、硬質かつ非整粒な熱延組織となりやすく、その後の焼鈍処理においても、熱延組織を継承し、非整粒組織となりやすく、所望の加工性を確保できなくなる場合がある。一方、720℃を超えるような高温では、鋼板の長手方向および幅方向の全域にわたり均一な機械的特性を確保することが難しくなる。このため、巻取り温度は、350〜720℃の範囲の温度とすることが好ましい。なお、より好ましくは、500〜680℃である。
熱延工程を経て得られた熱延板に、ついで、鋼板表面に生成しているスケールを除去するために、常法に従い、酸洗を施したのち、熱延板に冷間圧延を施すことなく、直接、連続焼鈍ラインで、焼鈍処理とその後の冷却処理を行う連続焼鈍工程を施す。
焼鈍処理は、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の第一の温度域で５〜400ｓ間保持する処理とする。
焼鈍処理の第一の温度域の温度（加熱温度）が、Ａｃ１変態点未満であるか、あるいは第一の温度域での保持時間（焼鈍時間）が５ｓ未満である場合には、熱延板中の炭化物が十分に溶解しなかったり、α→γ変態が生じないか不十分であるため、その後の冷却処理で所望の複合組織を確保できないため、所望の伸び、穴拡げ率を満足する、延性、伸びフランジ性を有する鋼板を得ることができない。一方、焼鈍処理の加熱温度がＡｃ３変態点を超えて高くなると、オーステナイト粒の粗大化が著しくなり、その後の冷却処理によって生じる組織が粗大化し、加工性が低下する場合がある。また、第一の温度域での保持時間（焼鈍時間）が400ｓを超えると、処理時間が長くなり、消費エネルギーが多大となり、製造コストの高騰を招く。このようなことから、焼鈍処理は、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の第一の温度域で、５〜400ｓ間保持する処理に限定した。
なお、各鋼板のＡｃ１変態点は次（１）式で、Ａｃ３変態点は次（２）式で算出した値を用いるものとする。なお、式中の元素で含有しない元素がある場合には、当該元素は零として計算するものとする。
Ａｃ１変態点（℃）＝723＋29.1Si−10.7Mn−16.9Ni＋16.9Cr＋6.38Ｗ＋290As‥‥（１）
Ａｃ３変態点（℃）＝910−203√Ｃ＋44.7Si−30Mn＋700Ｐ＋400Al−15.2Ni−11Cr− 20Cu＋31.5Mo＋104Ｖ＋400Ti＋13.1Ｗ＋120As ‥‥（２）
ここで、Ｃ，Si，Mn，Ni，Cr，Ｗ，As，Ｃ，Ｐ，Al，Cu，Mo，Ｖ，Ti：各元素の含有量（mass％）
また、焼鈍処理後の冷却処理は、上記した第一の温度域から700℃までを、平均で、５℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、さらに700℃〜400℃の第二の温度域での滞留時間を30〜400ｓとする処理とする。
第一の温度域から700℃までの平均冷却速度が、５℃／ｓ未満では、フェライト生成量が増加しすぎて、所望の複合組織が得られず、加工性が低下し、さらに所望の引張強さ（540MPa以上）を確保できない場合がある。このため、第一の温度域から700℃までの冷却速度を平均で５℃／ｓ以上に限定した。なお、好ましくは20℃／ｓ以下、さらに好ましくは５〜15℃／ｓである。
また、700℃〜400℃の第二の温度域での滞留時間は、第二相に含まれるパーライトの形成に重要な要因である。ここで「滞留時間」とは、上記した第二の温度域に滞留している時間を意味し、該第二の温度域の特定温度で保持する場合や、該第二の温度域を特定の冷却速度で冷却する場合や、それらを混合したパターンで冷却する場合を含む。第二の温度域での滞留時間が30ｓ未満では、パーライト変態が生じないか、パーライトの生成量が不十分となるため、所望の複合組織を確保できない。一方、第二の温度域での滞留時間が400ｓを超えて長くなると、生産性が低下する。このため、第二の温度域での滞留時間は30〜400ｓの範囲に限定した。なお、好ましくは150ｓ以下である。なお、第二の温度域のうち、700〜550℃の温度域での冷却時間は10ｓ以上、すなわち700〜550℃の温度域での冷却速度を平均で15℃／ｓ以下、とすることが、所望のパーライト量を確保するうえで好ましい。700〜550℃の温度域での冷却時間が10ｓ未満では、パーライトの生成が不十分となり、所望の複合組織が得られず、所望の加工性を確保できない場合がある。
以下、実施例に基づいて、本発明をさらに具体的に説明する。なお、本発明は、これらの実施例に限定されるものではない。
表１に示す組成の溶鋼を溶製し、常法にて鋼素材とした。これら鋼素材に、表２に示す加熱温度、熱間圧延終了温度で熱間圧延を行い、1.6mm厚の熱延板とし、熱間圧延終了後、表２に示す巻取り温度でコイル状に巻き取った。その後、酸洗を施した。なお、一部の熱延板（板厚：3.2 mm）には、酸洗後、さらに、圧下率：50％の冷間圧延を施し1.6mm厚の冷延板とし、比較例とした。
得られた熱延板あるいは冷延板に、さらに表２に示す条件で、第一の温度域の温度に加熱し、保持する焼鈍処理と、第一の温度域の温度から700℃までを、表２に示す平均冷却速度で冷却し、さらに第二の温度域のうちの700〜550℃を、表２に示す冷却速度（冷却時間）で冷却し、さらに700〜400℃の第二の温度域の滞留時間を表２に示す、滞留時間とする、冷却処理を行う、連続焼鈍工程を施し、焼鈍板とした。なお、表２に示す各鋼板の変態点は上記した（１）式、（２）式を用いて算出した値である。
得られた焼鈍板から、試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験を実施した。試験方法はつぎの通りとした。
（１）組織観察
得られた焼鈍板から、組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨し、ナイタール液で腐食し、走査型電子顕微鏡（倍率：3000倍）で３視野以上、組織観察し、撮像して、組織の種類、各相の組織全体に対する面積率を測定し、さらに第二相全面積の、組織全体に対する面積率を算出した。また、第二相に含まれるパーライトの平均結晶粒径も算出した。なお、パーライトの平均結晶粒径は、各パーライト粒の面積を測定し、該面積から円相当直径を算出し、得られた各粒の円相当直径を算術平均し、パーライト粒の平均結晶粒径とした。なお、測定したパーライトの粒数は20個以上とした。また、パーライトの第二相全面積に対する面積率も算出した。
（２）引張試験
得られた焼鈍板から、引張方向が、圧延方向に直角方向と一致するように、JIS５号試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を実施し、引張特性（降伏点YP、引張強さTS、伸びEl）を求めた。
（３）穴拡げ試験
得られた焼鈍板から、100 mm角の穴拡げ試験片を採取した。そして、日本鉄鋼連盟規格 JFST 1001−1996の規定に準拠して、穴拡げ試験を実施し、穴拡げ率λ（％）を求めた。
得られた結果を表３に示す。
Figure 0005018934
Figure 0005018934
Figure 0005018934
Figure 0005018934
Figure 0005018934
本発明例はいずれも、引張強さTS：540MPa以上の高強度と、伸びEl：30％以上の高延性と、穴拡げ率λ：80％以上の優れた伸びフランジ性と、を兼備する加工性に優れた高強度鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例は、所望の高強度が得られていないか、あるいは所望の伸びが得られていないか、所望の穴拡げ率λが得られていないかして、加工性が低下している。

Claims (14)

  1. mass％で、
    Ｃ：0.08〜0.15％、 Si：0.5〜1.5％、
    Mn：0.5〜1.5％、 Ｐ：0.1％以下、
    Ｓ：0.01％以下、 Al：0.01〜0.1％、
    Ｎ：0.005％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなる組織と、を有し、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が75〜90％、前記パーライトが10〜25％で、かつ該パーライトの平均粒径が５μm以下であり、さらに前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で70％以上であることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板。
  2. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の高強度鋼板。
  4. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項１ないし３のいずれかに記載の高強度鋼板。
  5. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし４のいずれかに記載の高強度鋼板。
  6. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項１ないし５のいずれかに記載の高強度鋼板。
  7. mass％で、
    Ｃ：0.08〜0.15％、 Si：0.5〜1.5％、
    Mn：0.5〜1.5％、 Ｐ：0.1％以下、
    Ｓ：0.01％以下、 Al：0.01〜0.1％、
    Ｎ：0.005％以下
    を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材に、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程と、前記熱延板に酸洗を施したのち、該熱延板を、連続焼鈍ラインで、Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点の第一の温度域で５〜400ｓ間保持する焼鈍処理と、該焼鈍処理後、前記第一の温度域から700℃までを、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却し、さらに700℃〜400℃までの第二の温度域での滞留時間を30〜400ｓとする冷却処理を行う連続焼鈍工程と、を施し、主相であるフェライト相と、少なくともパーライトを含む第二相とからなり、組織全体に対する面積率で、前記フェライト相が75〜90％、前記パーライトが10〜25％であり、かつ該パーライトの平均粒径が５μm以下で、前記パーライトが、前記第二相の全面積に対する面積率で70％以上である組織を有する鋼板とすることを特徴とする加工性に優れた高強度鋼板の製造方法。
  8. 前記熱延工程が、前記鋼素材を1100〜1280℃の範囲の温度に加熱したのち、熱間圧延終了温度：870〜950℃とする熱間圧延を行い熱延板とし、該熱間圧延の終了後、該熱延板を、巻取り温度：350〜720℃として巻き取る、工程であることを特徴とする請求項７の記載の高強度鋼板の製造方法。
  9. 前記第二の温度域のうち、700〜550℃の温度域での冷却時間を10ｓ以上とすることを特徴とする請求項７または８に記載の高強度鋼板の製造方法。
  10. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Cr：0.05〜0.5％、Ｖ：0.005〜0.2％、Mo：0.005〜0.2％のうちから選ばれた１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項７ないし９のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  11. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ti：0.01〜0.1％、Nb：0.01〜0.1％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項７ないし１０のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  12. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ｂ：0.0003〜0.0050％を含有することを特徴とする請求項７ないし１１のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  13. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ni：0.05〜0.5％、Cu：0.05〜0.5％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項７ないし１２のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
  14. 前記組成に加えてさらに、mass％で、Ca：0.001〜0.005％、REM：0.001〜0.005％のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とする請求項７ないし１３のいずれかに記載の高強度鋼板の製造方法。
JP2010147419A 2010-06-29 2010-06-29 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 Active JP5018934B2 (ja)

Priority Applications (7)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010147419A JP5018934B2 (ja) 2010-06-29 2010-06-29 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR1020127032907A KR101485237B1 (ko) 2010-06-29 2011-06-29 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
PCT/JP2011/065415 WO2012002566A1 (ja) 2010-06-29 2011-06-29 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP11801026.3A EP2589678B1 (en) 2010-06-29 2011-06-29 High-strength steel sheet with excellent processability and process for producing same
CN201180032346.4A CN102971443B (zh) 2010-06-29 2011-06-29 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
TW100122843A TWI431124B (zh) 2010-06-29 2011-06-29 加工性優異之高強度鋼板及其製造方法
US13/704,781 US20130233453A1 (en) 2010-06-29 2011-06-29 High strength steel sheet having excellent formability and method for manufacturing the same

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010147419A JP5018934B2 (ja) 2010-06-29 2010-06-29 加工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
JP2012012623A JP2012012623A (ja) 2012-01-19
JP5018934B2 true JP5018934B2 (ja) 2012-09-05

Family

ID=45402263

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2010147419A Active JP5018934B2 (ja) 2010-06-29 2010-06-29 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20130233453A1 (ja)
EP (1) EP2589678B1 (ja)
JP (1) JP5018934B2 (ja)
KR (1) KR101485237B1 (ja)
CN (1) CN102971443B (ja)
TW (1) TWI431124B (ja)
WO (1) WO2012002566A1 (ja)

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5018935B2 (ja) * 2010-06-29 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5316634B2 (ja) * 2011-12-19 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP2808412B1 (en) * 2012-01-18 2020-06-17 JFE Steel Corporation Steel strip for coiled tubing and method for producing same
KR101417260B1 (ko) * 2012-04-10 2014-07-08 주식회사 포스코 재질 균일성이 우수한 고탄소 열연강판 및 이의 제조방법
CN102719755A (zh) * 2012-05-31 2012-10-10 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 高强度高成型性能的汽车结构用热轧酸洗板及其生产方法
CN103741067B (zh) * 2013-12-26 2016-08-31 马钢(集团)控股有限公司 一种卡车用高韧性轮毂用钢及轮毂的制备方法
CN104060167A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
CN104060169A (zh) * 2014-06-18 2014-09-24 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种热轧钢板及其生产方法
US20170218475A1 (en) * 2014-08-07 2017-08-03 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN104264038A (zh) * 2014-09-23 2015-01-07 攀钢集团西昌钢钒有限公司 一种440MPa级连退冷轧结构钢板及其生产工艺
CN104694854A (zh) * 2015-03-20 2015-06-10 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于悬臂式货架的高强度钢板及其热处理工艺
CN104674138A (zh) * 2015-03-20 2015-06-03 苏州科胜仓储物流设备有限公司 一种用于窄道式货架的耐摩擦钢板及其热处理工艺
CN105619025A (zh) * 2015-12-30 2016-06-01 浙江吉利汽车研究院有限公司 一种高强度耐疲劳扭力梁的热成形方法
KR101726130B1 (ko) * 2016-03-08 2017-04-27 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
CN105839001A (zh) * 2016-05-30 2016-08-10 苏州双金实业有限公司 一种具有良好加工性能的钢
CN106435384A (zh) * 2016-09-28 2017-02-22 河钢股份有限公司承德分公司 一种含钒汽车结构钢及其生产方法
CN110405372B (zh) * 2019-07-09 2021-02-09 中国石油大学(华东) 一种基于残余应力调控的双相不锈钢换热板复合焊接方法
KR102307946B1 (ko) * 2019-12-09 2021-09-30 주식회사 포스코 내해수성이 우수한 구조용 강판 및 이의 제조방법
CN111187985A (zh) * 2020-02-17 2020-05-22 本钢板材股份有限公司 一种具有高扩孔性能和疲劳寿命的热轧延伸凸缘钢及其制备工艺
KR102484995B1 (ko) * 2020-12-10 2023-01-04 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
CN117897513A (zh) * 2021-08-31 2024-04-16 浦项股份有限公司 真空列车管用热轧钢板及其制造方法
KR20230093722A (ko) * 2021-12-20 2023-06-27 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0759726B2 (ja) 1987-05-25 1995-06-28 株式会社神戸製鋼所 局部延性にすぐれる高強度冷延鋼板の製造方法
JP3144572B2 (ja) 1991-10-18 2001-03-12 日新製鋼株式会社 耐食性に優れた低降伏比高張力熱延鋼板の製造方法
JP3369658B2 (ja) * 1993-08-26 2003-01-20 川崎製鉄株式会社 焼付け硬化性、耐時効性およびノンイヤリング性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板およびその製造方法
JPH09118952A (ja) * 1995-10-20 1997-05-06 Kobe Steel Ltd 降伏比の低い高強度熱延鋼板部材
JPH1060593A (ja) 1996-06-10 1998-03-03 Kobe Steel Ltd 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP3916113B2 (ja) * 1999-01-29 2007-05-16 住友金属工業株式会社 加工用高強度Ｔｉ添加熱延鋼板とその製造方法
JP3680262B2 (ja) * 2000-06-28 2005-08-10 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2003193188A (ja) * 2001-12-25 2003-07-09 Jfe Steel Kk 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP4023225B2 (ja) * 2002-06-11 2007-12-19 Ｊｆｅスチール株式会社 回転しごき加工用熱延鋼板およびその製造方法ならびに自動車用部品
JP4867177B2 (ja) * 2005-02-28 2012-02-01 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP4967360B2 (ja) * 2006-02-08 2012-07-04 住友金属工業株式会社 熱間プレス用めっき鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス成形部材の製造方法
CN100519808C (zh) * 2007-12-05 2009-07-29 攀钢集团攀枝花钢铁研究院 一种含钒热轧钢板及其制备方法
KR100928782B1 (ko) * 2007-12-26 2009-11-25 주식회사 포스코 용접열영향부의 저온인성과 인장강도가 우수한 고강도구조용 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
TWI431124B (zh) 2014-03-21
CN102971443B (zh) 2015-03-25
JP2012012623A (ja) 2012-01-19
CN102971443A (zh) 2013-03-13
EP2589678A4 (en) 2017-07-19
US20130233453A1 (en) 2013-09-12
KR20130021409A (ko) 2013-03-05
WO2012002566A1 (ja) 2012-01-05
KR101485237B1 (ko) 2015-01-22
EP2589678A1 (en) 2013-05-08
TW201207126A (en) 2012-02-16
EP2589678B1 (en) 2018-09-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5018934B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5018935B2 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6237900B2 (ja) 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
US10550446B2 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
TWI412605B (zh) 高強度鋼板及其製造方法
JP5126326B2 (ja) 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
EP3214199B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP5252142B1 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法
JP5924332B2 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6260087B2 (ja) 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPWO2018151322A1 (ja) 高強度鋼板
JP2007138262A (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
JP2010275627A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP2012062557A (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6265108B2 (ja) 冷延鋼板用または溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JPWO2018092817A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR20150119363A (ko) 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6201571B2 (ja) 穴拡げ性と伸びと溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2013094130A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2013241636A (ja) 低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2013139591A (ja) 加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPWO2018092816A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6201570B2 (ja) 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
RD04 Notification of resignation of power of attorney

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424

Effective date: 20111114

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20111222

A871 Explanation of circumstances concerning accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A871

Effective date: 20111222

A975 Report on accelerated examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971005

Effective date: 20120119

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20120228

A521 Request for written amendment filed

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523

Effective date: 20120416

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: 20120515

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: 20120528

R150 Certificate of patent or registration of utility model

Ref document number: 5018934

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: 20150622

Year of fee payment: 3

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