JPH08225854A - 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH08225854A JPH08225854A JP5506795A JP5506795A JPH08225854A JP H08225854 A JPH08225854 A JP H08225854A JP 5506795 A JP5506795 A JP 5506795A JP 5506795 A JP5506795 A JP 5506795A JP H08225854 A JPH08225854 A JP H08225854A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weight
- steel sheet
- annealing
- less
- steel
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Granted
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【目的】 自動車用鋼板として好適な深絞り性に優れた
高強度冷延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．００１〜０．０１％，Ｓｉ：２．０
％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０％，Ｐ：０．２０％以
下，Ｓ：０．０２％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｎ：０．００７％以下，Ｔｉ：［（４８／１
２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×
％Ｓ］〜０．１％，Ｂ：０．０００５〜０．００３％，
更に必要に応じてＮｂ：０．０１〜０．１％，Ｖ：０．
０１〜０．１％，Ｚｒ：０．０１〜０．１％の１種又は
２種以上、更にＣｕ：０．１〜０．４％及びＮｉ：０．
４％以下を含む鋼スラブに熱延巻取り温度を４００〜６
００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設
備で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜
９２０℃，均熱時間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃
までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施す。 【効果】 ４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度及び１．４以上
のランクフォード値をもつ鋼板が得られる。
高強度冷延鋼板を得る。 【構成】 Ｃ：０．００１〜０．０１％，Ｓｉ：２．０
％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０％，Ｐ：０．２０％以
下，Ｓ：０．０２％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜
０．１％，Ｎ：０．００７％以下，Ｔｉ：［（４８／１
２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×
％Ｓ］〜０．１％，Ｂ：０．０００５〜０．００３％，
更に必要に応じてＮｂ：０．０１〜０．１％，Ｖ：０．
０１〜０．１％，Ｚｒ：０．０１〜０．１％の１種又は
２種以上、更にＣｕ：０．１〜０．４％及びＮｉ：０．
４％以下を含む鋼スラブに熱延巻取り温度を４００〜６
００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設
備で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜
９２０℃，均熱時間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃
までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施す。 【効果】 ４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度及び１．４以上
のランクフォード値をもつ鋼板が得られる。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、自動車用内板等として
使用され、高強度で且つプレス成形性に優れた高強度冷
延鋼板を製造する方法に関する。
使用され、高強度で且つプレス成形性に優れた高強度冷
延鋼板を製造する方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】自動車用鋼板として、安全性，車体重量
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施
されることから、良好なプレス成形性、特に深絞り性の
指標であるランクフォード値が高いことが要求される場
合が多い。高強度の冷延鋼板については、従来から多く
の提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２
３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加
し、熱間圧延の条件を適正化することにより、４９０Ｎ
／ｍｍ2 級以上の高強度を得ている。しかし、この鋼板
は、ランクフォード値が約１．０程度であり、深絞り性
に劣る。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−
３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したも
のをベースとして少量のＭｎ等を添加し、且つ冷延及び
焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約
２．０程度のランクフォード値が得られるが、鋼材の強
度レベルが３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。特
開平２−１７３２４２号公報では、Ｔｉ及びＮｂを複合
添加した極低炭素鋼にＭｎ及びＰを添加した加工用冷延
鋼板の製造方法が紹介されているが、この場合にも得ら
れた鋼板の強度が３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなってい
る。
の軽減，素材使用量の削減等から高強度鋼板が広く使用
されている。この自動車用鋼板は、厳しい成形加工が施
されることから、良好なプレス成形性、特に深絞り性の
指標であるランクフォード値が高いことが要求される場
合が多い。高強度の冷延鋼板については、従来から多く
の提案がされている。たとえば、特開昭６２−２０５２
３１号公報では、低炭素鋼にＳｉ，Ｍｎ及びＰを添加
し、熱間圧延の条件を適正化することにより、４９０Ｎ
／ｍｍ2 級以上の高強度を得ている。しかし、この鋼板
は、ランクフォード値が約１．０程度であり、深絞り性
に劣る。深絞り性を改善する手段として、特公昭６２−
３４８０４号公報では、極低炭素鋼にＴｉを添加したも
のをベースとして少量のＭｎ等を添加し、且つ冷延及び
焼鈍条件を適正化している。この方法によるとき、約
２．０程度のランクフォード値が得られるが、鋼材の強
度レベルが３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなっている。特
開平２−１７３２４２号公報では、Ｔｉ及びＮｂを複合
添加した極低炭素鋼にＭｎ及びＰを添加した加工用冷延
鋼板の製造方法が紹介されているが、この場合にも得ら
れた鋼板の強度が３９０Ｎ／ｍｍ2 以下と低くなってい
る。
【０００３】
【発明が解決しようとする課題】従来の方法で高強度化
しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成
形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランク
フォード値を上げた場合には、強度が不足する傾向にあ
る。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択を余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、焼鈍時における集合組織変化を利用してラ
ンクフォード値を高めることにより、自動車用鋼板とし
て要求される４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度をもち、且
つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板を得ることを目的とする。
しようとするとランクフォード値が低くなり、鋼板の成
形性が劣化する。逆に、成形性を改良するためにランク
フォード値を上げた場合には、強度が不足する傾向にあ
る。このように相反する傾向を示す強度及びランクフォ
ード値を共に改善する方法は、これまでのところ実用化
されていない。そのため、強度及びランクフォード値の
何れか一方に重点をおいた鋼材の選択を余儀なくされ
る。本発明は、このような問題を解消すべく案出された
ものであり、焼鈍時における集合組織変化を利用してラ
ンクフォード値を高めることにより、自動車用鋼板とし
て要求される４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度をもち、且
つランクフォード値が１．４以上を示す深絞り性に優れ
た高強度冷延鋼板を得ることを目的とする。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明の高強度冷延鋼板
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：
１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．２０重量％以下，Ｓ：
０．０２重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１
重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｔｉ：［（４８／
１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）
×％Ｓ］〜０．１重量％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３重量％及び残部は実質的にＦｅからなる組成をもつ鋼
スラブに熱延巻取り温度を４００〜６００℃とする熱間
圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設備で加熱速度５〜
３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜９２０℃，均熱時
間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速
度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施すことを特徴とする。
使用する鋼スラブは、更にＮｂ：０．０１〜０．１重量
％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％及びＺｒ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含むことができる。
また、Ｃｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重
量％以下を含むこともできる。
製造方法は、その目的を達成するため、Ｃ：０．００１
〜０．０１重量％，Ｓｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：
１．０〜４．０重量％，Ｐ：０．２０重量％以下，Ｓ：
０．０２重量％以下，酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１
重量％，Ｎ：０．００７重量％以下，Ｔｉ：［（４８／
１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ＋（４８／３２）
×％Ｓ］〜０．１重量％，Ｂ：０．０００５〜０．００
３重量％及び残部は実質的にＦｅからなる組成をもつ鋼
スラブに熱延巻取り温度を４００〜６００℃とする熱間
圧延を施し、冷間圧延後に連続焼鈍設備で加熱速度５〜
３０℃／秒，焼鈍温度Ａｃ1 変態点〜９２０℃，均熱時
間８０秒以下，焼鈍温度から５００℃までの平均冷却速
度４０℃／秒以上の連続焼鈍を施すことを特徴とする。
使用する鋼スラブは、更にＮｂ：０．０１〜０．１重量
％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％及びＺｒ：０．０１〜
０．１重量％の１種又は２種以上を含むことができる。
また、Ｃｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重
量％以下を含むこともできる。
【０００５】
【作用】本発明者等は、連続焼鈍時における組織変化が
強度やランクフォード値に及ぼす影響を調査・研究し
た。その結果、オーステナイト形成元素であるＭｎを含
ませた極低炭素Ｔｉ含有鋼では、適正条件下の焼鈍を施
すことにより４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．４
以上のランクフォード値が得られることを見い出した。
すなわち、極低炭素Ｔｉ含有鋼にオーステナイト形成元
素であるＭｎを含ませ、鋼の変態点を低下させるとき、
連続焼鈍工程でα＋γ二相域又はγ単相域の焼鈍が比較
的容易になる。そこで、加熱過程におけるα→γ変態時
の集合組織変化及び冷却過程におけるγ→α変態時の集
合組織変化を利用することにより、連続焼鈍の加熱過程
で生じる再結晶集合組織が高ランクフォード値化され
る。
強度やランクフォード値に及ぼす影響を調査・研究し
た。その結果、オーステナイト形成元素であるＭｎを含
ませた極低炭素Ｔｉ含有鋼では、適正条件下の焼鈍を施
すことにより４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の高強度及び１．４
以上のランクフォード値が得られることを見い出した。
すなわち、極低炭素Ｔｉ含有鋼にオーステナイト形成元
素であるＭｎを含ませ、鋼の変態点を低下させるとき、
連続焼鈍工程でα＋γ二相域又はγ単相域の焼鈍が比較
的容易になる。そこで、加熱過程におけるα→γ変態時
の集合組織変化及び冷却過程におけるγ→α変態時の集
合組織変化を利用することにより、連続焼鈍の加熱過程
で生じる再結晶集合組織が高ランクフォード値化され
る。
【０００６】また、冷却過程におけるγ→α’変態のミ
クロ組織変化を利用して、焼鈍後の組織をポリゴナルフ
ェライト相と擬ベイナイト相の二相、又は擬ベイナイト
単相とすることにより、高強度化が図られる。擬ベイナ
イト相は、極低炭素鋼をＡｃ1 変態点以上に加熱し、均
熱後、急冷した場合に得られる変態組織であり、低炭素
鋼等で得られているベイナイト組織に似た組織である。
擬ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト組織と比較し
て転位密度が高く、高強度をもっている、また、ランク
フォード値の改善に有効な｛１１１｝変態集合組織も発
達している。本発明は、焼鈍時におけるこれらの変態を
有効に活用するため、極低炭素Ｔｉ含有鋼に所定量のＭ
ｎを含ませた鋼スラブを使用する。そして、鋼スラブに
熱延巻取り温度４００〜６００℃の熱間圧延を施し、冷
延後に得られた冷延鋼板に加熱速度，焼鈍温度，焼鈍時
間，冷却速度等を適正化した条件下で連続焼鈍すると
き、強度及びプレス成形性の双方が改善された深絞り用
高強度冷延鋼板が得られることを見い出した。
クロ組織変化を利用して、焼鈍後の組織をポリゴナルフ
ェライト相と擬ベイナイト相の二相、又は擬ベイナイト
単相とすることにより、高強度化が図られる。擬ベイナ
イト相は、極低炭素鋼をＡｃ1 変態点以上に加熱し、均
熱後、急冷した場合に得られる変態組織であり、低炭素
鋼等で得られているベイナイト組織に似た組織である。
擬ベイナイト相は、ポリゴナルフェライト組織と比較し
て転位密度が高く、高強度をもっている、また、ランク
フォード値の改善に有効な｛１１１｝変態集合組織も発
達している。本発明は、焼鈍時におけるこれらの変態を
有効に活用するため、極低炭素Ｔｉ含有鋼に所定量のＭ
ｎを含ませた鋼スラブを使用する。そして、鋼スラブに
熱延巻取り温度４００〜６００℃の熱間圧延を施し、冷
延後に得られた冷延鋼板に加熱速度，焼鈍温度，焼鈍時
間，冷却速度等を適正化した条件下で連続焼鈍すると
き、強度及びプレス成形性の双方が改善された深絞り用
高強度冷延鋼板が得られることを見い出した。
【０００７】以下、本発明で使用する鋼材に含まれる合
金元素，含有量，製造条件等に付いて説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を改善する上では、Ｃ含有量は少ないほ
ど好ましい。また、炭化物，窒化物，炭窒化物，炭硫化
物等として固定されることによっても、加工性に及ぼす
Ｃの悪影響を抑制できる。しかし、Ｃ含有量が０．０１
重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉやＮｂ等の添
加量が増大し、鋼材コストを上昇させる原因となるばか
りでなく、ランクフォード値の向上にも不利となる。し
かし、Ｃ含有量を０．００１重量％未満まで下げること
は、製鋼過程における製造コストを上昇させる。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を上げる有効な合金元素である。しかし、
２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランク
フォード値が大きく低下する。
金元素，含有量，製造条件等に付いて説明する。 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％ 深絞り性や延性を改善する上では、Ｃ含有量は少ないほ
ど好ましい。また、炭化物，窒化物，炭窒化物，炭硫化
物等として固定されることによっても、加工性に及ぼす
Ｃの悪影響を抑制できる。しかし、Ｃ含有量が０．０１
重量％を超えると、Ｃの固定に必要なＴｉやＮｂ等の添
加量が増大し、鋼材コストを上昇させる原因となるばか
りでなく、ランクフォード値の向上にも不利となる。し
かし、Ｃ含有量を０．００１重量％未満まで下げること
は、製鋼過程における製造コストを上昇させる。 Ｓｉ：２．０重量％以下 鋼板の強度を上げる有効な合金元素である。しかし、
２．０重量％を超えるＳｉ含有量では、延性及びランク
フォード値が大きく低下する。
【０００８】Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ オーステナイト形成元素であり、Ｍｎ含有量が増大する
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、連続焼鈍時に形成される再結晶衆愚お組織を加熱過
程のα→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変
化を利用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却
過程のγ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度
化が図られる。高いランクフォード値が示される理由は
明らかでないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織
と、α＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼
鈍によって生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ
→α変態を急冷することによるバリアント選択により、
ランクフォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２
５〉方位の変態集合組織が形成されることによるものと
推察される。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態
を急冷することにより、細粒のポリゴナルフェライト相
と転移密度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織
又は擬ベイナイト単相組織が得られるためと推察され
る。以上の作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以
上含ませることが必要である。しかし、４．０重量％を
超えるＭｎ含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、連続焼鈍時に形成される再結晶衆愚お組織を加熱過
程のα→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変
化を利用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却
過程のγ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度
化が図られる。高いランクフォード値が示される理由は
明らかでないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織
と、α＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼
鈍によって生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ
→α変態を急冷することによるバリアント選択により、
ランクフォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２
５〉方位の変態集合組織が形成されることによるものと
推察される。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態
を急冷することにより、細粒のポリゴナルフェライト相
と転移密度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織
又は擬ベイナイト単相組織が得られるためと推察され
る。以上の作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以
上含ませることが必要である。しかし、４．０重量％を
超えるＭｎ含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
【０００９】Ｐ：０．２０重量％以下 鋼板の強度を上げる有効な合金元素であるが、０．２０
重量％を超えて多量のＰが含まれると、プレス加工時に
二次加工割れが著しく助長される。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠陥を発生させ易くなる。また、Ｔｉと反
応してＴｉＳを形成することにより、Ｃの固定に必要な
Ｔｉ量を増加させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有
量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではその上限を
０．０２重量％に規定した。 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 製鋼過程における脱酸剤として必要な添加元素であり、
所定の脱酸効果を得るためには０．００５重量％以上の
Ａｌが必要である。しかし、０．１重量％を超える多量
のＡｌ含有量では、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物が増加し、加
工性や表面品質を劣化させる。
重量％を超えて多量のＰが含まれると、プレス加工時に
二次加工割れが著しく助長される。 Ｓ：０．０２重量％以下 Ｍｎと結合して非金属介在物を形成し、プレス加工時に
加工割れ等の欠陥を発生させ易くなる。また、Ｔｉと反
応してＴｉＳを形成することにより、Ｃの固定に必要な
Ｔｉ量を増加させる原因ともなる。したがって、Ｓ含有
量は低ければ低いほど好ましく、本発明ではその上限を
０．０２重量％に規定した。 酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％ 製鋼過程における脱酸剤として必要な添加元素であり、
所定の脱酸効果を得るためには０．００５重量％以上の
Ａｌが必要である。しかし、０．１重量％を超える多量
のＡｌ含有量では、Ａｌ2 Ｏ3 等の介在物が増加し、加
工性や表面品質を劣化させる。
【００１０】Ｎ：０．００７重量％以下 固溶Ｎとして残存すると深絞り性を劣化させることか
ら、ＴｉやＮｂにより固定化する。しかし、Ｎ含有量の
増加に伴ってＴｉＮの析出量が多くなり、｛１１１｝再
結晶集合組織の発達が抑制される。そこで、本発明にあ
っては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定し
た。 Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％ Ｃ，Ｎ及びＳを固定して延性や加工性を改善すると共
に、ランクフォード値を高くする｛１１１｝方位の再結
晶集合組織を発達させる作用を呈する。これら作用は、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定に必要な量以上のＴｉ含有量で得ら
れるが、０．１重量％で飽和する。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に位置し、Ｐの偏析に起因し
た粒界脆性、ひいてはプレス成形性の劣化を抑制する。
この効果は、０．０００５重量％以上のＢ含有で顕著と
なる。しかし、０．００３重量％を超えるＢ含有量で
は、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性
が低下する。
ら、ＴｉやＮｂにより固定化する。しかし、Ｎ含有量の
増加に伴ってＴｉＮの析出量が多くなり、｛１１１｝再
結晶集合組織の発達が抑制される。そこで、本発明にあ
っては、Ｎ含有量の上限を０．００７重量％に規定し
た。 Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／１４）×％Ｎ
＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量％ Ｃ，Ｎ及びＳを固定して延性や加工性を改善すると共
に、ランクフォード値を高くする｛１１１｝方位の再結
晶集合組織を発達させる作用を呈する。これら作用は、
Ｃ，Ｎ及びＳの固定に必要な量以上のＴｉ含有量で得ら
れるが、０．１重量％で飽和する。 Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％ 結晶粒界にＰよりも優先的に位置し、Ｐの偏析に起因し
た粒界脆性、ひいてはプレス成形性の劣化を抑制する。
この効果は、０．０００５重量％以上のＢ含有で顕著と
なる。しかし、０．００３重量％を超えるＢ含有量で
は、粒成長が阻害され、鋼板のランクフォード値や延性
が低下する。
【００１１】Ｎｂ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＮｂ含有
量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。 Ｖ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＶ含有量
で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。 Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ含有
量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＮｂ含有
量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。 Ｖ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＶ含有量
で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。 Ｚｒ：０．０１〜０．１重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃを固定し、
｛１１１｝方位の再結晶集合組織を発達させる作用を呈
する。これらの作用は、０．０１重量％以上のＺｒ含有
量で顕著になるが、０．１重量％で飽和する。
【００１２】Ｃｕ：０．１〜０．４重量％ 必要に応じて添加される合金元素であり、鋼板の耐食性
を改善する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．１重量％
以上の含有量で顕著になる。しかし、０．４重量％を超
える多量のＣｕが含まれると、耐食性改善効果が飽和す
るばかりでなく、延性も大きく低下する。 Ｎｉ：０．４重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃｕに起因し
た熱間脆性を防止し、熱延時に高温割れの発生を防止す
る。Ｎｉの添加は、耐食性の改善にも有効に働く。特に
Ｃｕ添加鋼にあっては、熱間赤熱脆性を防止するため、
Ｃｕと同量のＮｉを添加することが好ましい。しかし、
０．４重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｎｉ添加の効果が
飽和するばかりでなく、高価なＮｉを多量に消費するこ
とから鋼材のコストが上昇する。
を改善する作用を呈する。Ｃｕの作用は、０．１重量％
以上の含有量で顕著になる。しかし、０．４重量％を超
える多量のＣｕが含まれると、耐食性改善効果が飽和す
るばかりでなく、延性も大きく低下する。 Ｎｉ：０．４重量％以下 必要に応じて添加される合金元素であり、Ｃｕに起因し
た熱間脆性を防止し、熱延時に高温割れの発生を防止す
る。Ｎｉの添加は、耐食性の改善にも有効に働く。特に
Ｃｕ添加鋼にあっては、熱間赤熱脆性を防止するため、
Ｃｕと同量のＮｉを添加することが好ましい。しかし、
０．４重量％を超えるＮｉ含有量は、Ｎｉ添加の効果が
飽和するばかりでなく、高価なＮｉを多量に消費するこ
とから鋼材のコストが上昇する。
【００１３】以上の組成を持つ鋼材を転炉，電気炉等で
溶製した後、スラブに連続鋳造する。得られたスラブ
は、そのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片却とした
後、熱間圧延される。 熱間圧延 熱間圧延温度及び熱延仕上げ温度は、特に限定されるも
のでないが、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが
好ましい。ただし、熱延巻取り温度は、４００〜６００
℃の範囲に設定する。巻取り温度を６００℃以下とする
ことにより、熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織を形
成することができる。この熱延板の細粒化及び強い熱延
集合組織は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
〈２２５〉方位への集積度を高める。しかし、４００℃
を下回る熱延巻取り温度では、巻取り後の板形状に不良
が発生し易くなる。
溶製した後、スラブに連続鋳造する。得られたスラブ
は、そのまま直送し、或いは一旦冷却して冷片却とした
後、熱間圧延される。 熱間圧延 熱間圧延温度及び熱延仕上げ温度は、特に限定されるも
のでないが、Ａｒ3変態点以上で圧延を終了することが
好ましい。ただし、熱延巻取り温度は、４００〜６００
℃の範囲に設定する。巻取り温度を６００℃以下とする
ことにより、熱延板の細粒化及び強い熱延集合組織を形
成することができる。この熱延板の細粒化及び強い熱延
集合組織は、焼鈍時の再結晶集合組織である｛５５４｝
〈２２５〉方位への集積度を高める。しかし、４００℃
を下回る熱延巻取り温度では、巻取り後の板形状に不良
が発生し易くなる。
【００１４】連続焼鈍 熱間圧延後の鋼板は、常法に従って酸洗・冷間圧延さ
れ、連続焼鈍工程に送られる。連続焼鈍工程では、変態
直前に再結晶を完了させるため加熱速度の上限を３０℃
／秒に設定した。他方、極端に遅い加熱速度では、再結
晶粒が粗大化することから、下限を５℃／秒と設定し
た。変態時の集合組織変化及びミクロ組織変化を利用し
て特性の改善を図るため、Ａｒ1 変態点以上の温度で焼
鈍する。しかし、９２０℃を超える焼鈍温度では、通常
の連続焼鈍設備を用いた生産が困難になる。また、結晶
粒の粗大化及びランクフォード値に悪影響を及ぼす変態
集合組織の形成を抑制するため、焼鈍時の均熱時間を８
０秒以下にすることが必要である。均熱後の冷却速度
は、深絞り性に有効な集合組織及び高強度化に有効な擬
ベイナイト組織の生成・発達に関係する。冷却速度を４
０℃／秒以上に設定すると、これら集合組織や擬ベイナ
イト組織が発達し、深絞り性の改善及び高強度化が図ら
れる。他方、４０℃／秒に満たない冷却速度では、必要
な集合組織や擬ベイナイト組織が十分に成長しない。
れ、連続焼鈍工程に送られる。連続焼鈍工程では、変態
直前に再結晶を完了させるため加熱速度の上限を３０℃
／秒に設定した。他方、極端に遅い加熱速度では、再結
晶粒が粗大化することから、下限を５℃／秒と設定し
た。変態時の集合組織変化及びミクロ組織変化を利用し
て特性の改善を図るため、Ａｒ1 変態点以上の温度で焼
鈍する。しかし、９２０℃を超える焼鈍温度では、通常
の連続焼鈍設備を用いた生産が困難になる。また、結晶
粒の粗大化及びランクフォード値に悪影響を及ぼす変態
集合組織の形成を抑制するため、焼鈍時の均熱時間を８
０秒以下にすることが必要である。均熱後の冷却速度
は、深絞り性に有効な集合組織及び高強度化に有効な擬
ベイナイト組織の生成・発達に関係する。冷却速度を４
０℃／秒以上に設定すると、これら集合組織や擬ベイナ
イト組織が発達し、深絞り性の改善及び高強度化が図ら
れる。他方、４０℃／秒に満たない冷却速度では、必要
な集合組織や擬ベイナイト組織が十分に成長しない。
【００１５】
実施例１：表１及び表２に示す組成をもつ各種鋼材を溶
製し、スラブに連鋳した。得られたスラブに、スラブ加
熱温度１２５０℃及び仕上げ温度９２０℃の条件下で熱
間圧延を施し、種々の巻取り温度で巻き取った。各熱延
鋼板を酸洗した後、圧下率７５％で板厚１ｍｍまで冷間
圧延した。得られた冷延鋼板に、表３に示す条件下で連
続焼鈍を施し、更に伸び率１％の調質圧延を施した。そ
して、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張り
試験によって機械的性質を求めた。調査結果を示す表４
にみられるように、本発明に従って製造された試験番号
１〜１２の鋼板は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度をも
ち、強度−延性バランスに優れ、且つ１．４以上の高い
ランクフォード値を示している。これに対し、試験番号
１３〜１５の鋼板は、熱延巻取り温度又は連続焼鈍条件
が本発明で規定した範囲を外れることから、強度の上昇
がみられるものの、ランクフォード値及び延性が大きく
低下している。また、試験番号１６〜２０の鋼板は、
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の含有量及び熱延巻取り温度又は
連続焼鈍条件が本発明で規定した範囲を外れることか
ら、ランクフォード値が大きく低下している。この対比
から明らかなように、組成、熱延巻取り温度及び連続焼
鈍条件を最適に組み合わせることにより、高強度で且つ
ランクフォード値が高い鋼板が得られることが確認され
た。
製し、スラブに連鋳した。得られたスラブに、スラブ加
熱温度１２５０℃及び仕上げ温度９２０℃の条件下で熱
間圧延を施し、種々の巻取り温度で巻き取った。各熱延
鋼板を酸洗した後、圧下率７５％で板厚１ｍｍまで冷間
圧延した。得られた冷延鋼板に、表３に示す条件下で連
続焼鈍を施し、更に伸び率１％の調質圧延を施した。そ
して、各鋼板からＪＩＳ５号試験片を切り出し、引張り
試験によって機械的性質を求めた。調査結果を示す表４
にみられるように、本発明に従って製造された試験番号
１〜１２の鋼板は、４９０Ｎ／ｍｍ2 以上の強度をも
ち、強度−延性バランスに優れ、且つ１．４以上の高い
ランクフォード値を示している。これに対し、試験番号
１３〜１５の鋼板は、熱延巻取り温度又は連続焼鈍条件
が本発明で規定した範囲を外れることから、強度の上昇
がみられるものの、ランクフォード値及び延性が大きく
低下している。また、試験番号１６〜２０の鋼板は、
Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，Ｐ等の含有量及び熱延巻取り温度又は
連続焼鈍条件が本発明で規定した範囲を外れることか
ら、ランクフォード値が大きく低下している。この対比
から明らかなように、組成、熱延巻取り温度及び連続焼
鈍条件を最適に組み合わせることにより、高強度で且つ
ランクフォード値が高い鋼板が得られることが確認され
た。
【００１６】
【表１】
【００１７】
【表２】
【００１８】
【表３】
【００１９】
【表４】
【００２０】実施例２：耐食性を調査するため、本発明
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４，１６の冷
延焼鈍板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×１
５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステル
テープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１
の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時間
→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿潤
２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイクル
繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食し健吾の
最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４，１６の冷
延焼鈍板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×１
５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステル
テープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１
の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時間
→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿潤
２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイクル
繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食し健吾の
最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
【００２１】
【表５】
【００２２】
【発明の効果】以上に説明したように、本発明において
は、Ｍｎを添加することにより変態点を下げた極低炭素
Ｔｉ含有鋼のスラブを熱間圧延して４００〜６００℃で
巻き取った後、α＋γ二相域又はγ単相域での焼鈍を容
易にし、α−γ変態による集合組織変化を利用してラン
クフォード値を高めると共に、焼鈍後の組織をポリゴナ
ルフェライト相と擬ベイナイト相の二相又は擬ベイナイ
ト単相とすることにより高強度化を図っている。このよ
うにして、本発明によるとき、自動車用鋼板として好適
な深絞り性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
は、Ｍｎを添加することにより変態点を下げた極低炭素
Ｔｉ含有鋼のスラブを熱間圧延して４００〜６００℃で
巻き取った後、α＋γ二相域又はγ単相域での焼鈍を容
易にし、α−γ変態による集合組織変化を利用してラン
クフォード値を高めると共に、焼鈍後の組織をポリゴナ
ルフェライト相と擬ベイナイト相の二相又は擬ベイナイ
ト単相とすることにより高強度化を図っている。このよ
うにして、本発明によるとき、自動車用鋼板として好適
な深絞り性に優れた高強度冷延鋼板が得られる。
─────────────────────────────────────────────────────
【手続補正書】
【提出日】平成７年４月３日
【手続補正１】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】０００８
【補正方法】変更
【補正内容】
【０００８】Ｍｎ：１．０〜４．０重量％ オーステナイト形成元素であり、Ｍｎ含有量が増大する
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、連続焼鈍時に形成される再結晶集合組織を加熱過程
のα→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変化
を利用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却過
程のγ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度化
が図られる。高いランクフォード値が示される理由は明
らかでないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織
と、α＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼
鈍によって生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ
→α変態を急冷することによるバリアント選択により、
ランクフォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２
５〉方位の変態集合組織が形成されることによるものと
推察される。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態
を急冷することにより、細粒のポリゴナルフェライト相
と転移密度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織
又は擬ベイナイト単相組織が得られるためと推察され
る。以上の作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以
上含ませることが必要である。しかし、４．０重量％を
超えるＭｎ含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
と変態点が低下し、α＋γ二相又はγ単相が比較的低温
焼鈍でも容易に得られるようになる。本発明において
は、連続焼鈍時に形成される再結晶集合組織を加熱過程
のα→γ変態及び冷却過程のγ→α変態の集合組織変化
を利用し、高ランクフォード値化を図る。また、冷却過
程のγ→α変態によるミクロ組織変化により、高強度化
が図られる。高いランクフォード値が示される理由は明
らかでないが、加熱過程で形成される再結晶集合組織
と、α＋γ二相又はγ単相における比較的低い温度の焼
鈍によって生じる強いγの集合組織、更に冷却過程のγ
→α変態を急冷することによるバリアント選択により、
ランクフォード値と相関のある強い｛５５４｝〈２２
５〉方位の変態集合組織が形成されることによるものと
推察される。また、高強度化を示す理由は、γ→α変態
を急冷することにより、細粒のポリゴナルフェライト相
と転移密度が高く硬質となる擬ベイナイト層の二相組織
又は擬ベイナイト単相組織が得られるためと推察され
る。以上の作用を得るためには、Ｍｎを１．０重量％以
上含ませることが必要である。しかし、４．０重量％を
超えるＭｎ含有量では、鋼板の延性が大きく低下する。
【手続補正２】
【補正対象書類名】明細書
【補正対象項目名】００２０
【補正方法】変更
【補正内容】
【００２０】実施例２：耐食性を調査するため、本発明
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４，１６の冷
延焼鈍板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×１
５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステル
テープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１
の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時間
→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿潤
２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイクル
繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食試験後の
最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
鋼のうちＣｕを含有する鋼材番号６，１１，１２、及び
比較鋼のうちＣｕを含有しない鋼材番号１４，１６の冷
延焼鈍板を腐食試験に供した。試験片は、７０ｍｍ×１
５０ｍｍのサイズをもち、端面及び裏面をポリエステル
テープでシールした。腐食試験は、ＪＩＳ Ｚ２３７１
の塩水噴霧試験に準じ、濃度０．５％の塩水噴霧２時間
→６０℃の熱風乾燥４時間→ＪＩＳ Ｃ１２３４の湿潤
２時間の合計８時間を１サイクルとし、３００サイクル
繰り返す複合腐食試験を行った。そして、腐食試験後の
最大侵食深さを測定し、その大きさで耐食性を評価し
た。調査結果を示す表５にみられるように、本発明鋼
は、比較鋼に比べて最大侵食深さが浅く、耐食性に優れ
ていることが判る。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｃ：０．００１〜０．０１重量％，Ｓ
ｉ：２．０重量％以下，Ｍｎ：１．０〜４．０重量％，
Ｐ：０．２０重量％以下，Ｓ：０．０２重量％以下，酸
可溶Ａｌ：０．００５〜０．１重量％，Ｎ：０．００７
重量％以下，Ｔｉ：［（４８／１２）×％Ｃ＋（４８／
１４）×％Ｎ＋（４８／３２）×％Ｓ］〜０．１重量
％，Ｂ：０．０００５〜０．００３重量％及び残部は実
質的にＦｅからなる組成をもつ鋼スラブに熱延巻取り温
度を４００〜６００℃とする熱間圧延を施し、冷間圧延
後に連続焼鈍設備で加熱速度５〜３０℃／秒，焼鈍温度
Ａｃ1 変態点〜９２０℃，均熱時間８０秒以下，焼鈍温
度から５００℃までの平均冷却速度４０℃／秒以上の連
続焼鈍を施すことを特徴とする深絞り性に優れた高強度
冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 請求項１記載の鋼スラブが更にＮｂ：
０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％
及びＺｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上
を含むものである高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 請求項１記載の鋼スラブが更にＣｕ：
０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重量％以下を含
むものである高強度冷延鋼板の製造方法。 - 【請求項４】 請求項１記載の鋼スラブが更にＮｂ：
０．０１〜０．１重量％，Ｖ：０．０１〜０．１重量％
及びＺｒ：０．０１〜０．１重量％の１種又は２種以上
とＣｕ：０．１〜０．４重量％及びＮｉ：０．４重量％
以下を含むものである高強度冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05506795A JP3871722B2 (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP05506795A JP3871722B2 (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08225854A true JPH08225854A (ja) | 1996-09-03 |
| JP3871722B2 JP3871722B2 (ja) | 2007-01-24 |
Family
ID=12988357
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP05506795A Expired - Fee Related JP3871722B2 (ja) | 1995-02-20 | 1995-02-20 | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3871722B2 (ja) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470643B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| CN104213024A (zh) * | 2014-09-10 | 2014-12-17 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 罩式退火生产的超低碳高强钢及其生产方法 |
-
1995
- 1995-02-20 JP JP05506795A patent/JP3871722B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| KR100470643B1 (ko) * | 2000-12-05 | 2005-03-07 | 주식회사 포스코 | 드로잉성 및 내2차 가공취성이 우수한 고강도 냉연강판 및그 제조방법 |
| KR100506391B1 (ko) * | 2000-12-13 | 2005-08-10 | 주식회사 포스코 | 드로잉성이 우수한 초심가공용 고강도 냉연강판의 제조방법 |
| EP1580289A4 (en) * | 2002-12-05 | 2006-02-01 | Jfe Steel Corp | NON-ORIENTED MAGNETIC STEEL PLATE AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| US7513959B2 (en) | 2002-12-05 | 2009-04-07 | Jfe Steel Corporation | Non-oriented electrical steel sheet and method for manufacturing the same |
| EP2489753A1 (en) * | 2002-12-05 | 2012-08-22 | JFE Steel Corporation | Non-oriented magnetic steel sheet and method for production thereof |
| CN104213024A (zh) * | 2014-09-10 | 2014-12-17 | 河北钢铁股份有限公司唐山分公司 | 罩式退火生产的超低碳高强钢及其生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3871722B2 (ja) | 2007-01-24 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US7959747B2 (en) | Method of making cold rolled dual phase steel sheet | |
| US20150266519A1 (en) | High Manganese Steel Strips with Excellent Coatability and Superior Surface Property, Coated Steel Strips Using Steel Strips and Method for Manufacturing the Steel Strips | |
| JP2009035814A (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2013160928A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3347151B2 (ja) | 耐食性に優れた低降伏比冷延高張力鋼板の製造方法 | |
| JP2521553B2 (ja) | 焼付硬化性を有する深絞り用冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH06145891A (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5678695B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6947327B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| JP3871722B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH02163318A (ja) | プレス成形性に優れた高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH09209039A (ja) | 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2003003216A (ja) | 深絞り性および耐２次加工脆性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3404798B2 (ja) | 焼付硬化性を有する高強度鋼板の製造方法 | |
| JP3466298B2 (ja) | 加工性に優れた冷延鋼板の製造方法 | |
| JP2002249849A (ja) | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3874821B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3911075B2 (ja) | 焼付硬化性に優れる超深絞り用鋼板の製造方法 | |
| JP3049104B2 (ja) | 深絞り用高張力冷延鋼板の製造方法 | |
| JPH04120243A (ja) | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH055156A (ja) | 成形加工用高強度鋼板とその製造方法 | |
| JP3234642B2 (ja) | 深絞り加工用高張力冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH0657336A (ja) | 高加工用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3471407B2 (ja) | 加工性に優れた熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3363930B2 (ja) | 強度−延性バランスに優れる薄鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20051206 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| A521 | Written amendment |
Effective date: 20060127 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Effective date: 20060606 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Effective date: 20061017 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Effective date: 20061018 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 |
|
| R150 | Certificate of patent (=grant) or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101027 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20101027 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20111027 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (prs date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20121027 Year of fee payment: 6 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |