JPH11350038A - 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 - Google Patents
延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法Info
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- JPH11350038A JPH11350038A JP18149598A JP18149598A JPH11350038A JP H11350038 A JPH11350038 A JP H11350038A JP 18149598 A JP18149598 A JP 18149598A JP 18149598 A JP18149598 A JP 18149598A JP H11350038 A JPH11350038 A JP H11350038A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 引張強度９８０ＭＰａ級であって、且つ延性
と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力
鋼板を得る。 【解決手段】 特定の鋼成分と製造条件との組み合わせ
により、９８０ＭＰａ級高張力鋼板において延性と伸び
フランジ成形性を同時に改善したもので、Ｃ：０．１０
〜０．１５％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１．５
〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．００
５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、これにＮｂ：０．００１
〜０．０２％、Ｖ：０．００１〜０．０２％、Ｔｉ：
０．００１〜０．０２％のうちの１種または２種以上を
含有し、且つＣｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４）が
０．４０〜０．５２である鋼を、仕上温度Ａｒ3以上、
巻取温度５００〜６５０℃で熱延し、冷延後の連続焼鈍
においてＡｃ1〜Ａｃ3の温度に均熱した後、５８０〜７
２０℃から室温まで急冷し、引き続き再加熱して２３０
〜３００℃の温度に保持する。
と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力
鋼板を得る。 【解決手段】 特定の鋼成分と製造条件との組み合わせ
により、９８０ＭＰａ級高張力鋼板において延性と伸び
フランジ成形性を同時に改善したもので、Ｃ：０．１０
〜０．１５％、Ｓｉ：０．８〜１．５％、Ｍｎ：１．５
〜２．０％、Ｐ：０．０１〜０．０５％、Ｓ：０．００
５％以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７０％、
Ｎ：０．０１％以下を含有し、これにＮｂ：０．００１
〜０．０２％、Ｖ：０．００１〜０．０２％、Ｔｉ：
０．００１〜０．０２％のうちの１種または２種以上を
含有し、且つＣｅｑ（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４）が
０．４０〜０．５２である鋼を、仕上温度Ａｒ3以上、
巻取温度５００〜６５０℃で熱延し、冷延後の連続焼鈍
においてＡｃ1〜Ａｃ3の温度に均熱した後、５８０〜７
２０℃から室温まで急冷し、引き続き再加熱して２３０
〜３００℃の温度に保持する。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、延性と伸びフラン
ジ成形性がともに優れ、ドアガードバーやバンパーリィ
ンフォースメントなどの強度部材に好適な引張強度９８
０ＭＰａ級の複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法に関
するものである。
ジ成形性がともに優れ、ドアガードバーやバンパーリィ
ンフォースメントなどの強度部材に好適な引張強度９８
０ＭＰａ級の複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法に関
するものである。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車安全基準の法規制化に伴
い、人体の安全性を含めた車両の安全性の確保が大きな
課題となっている。エアバックはその一例であるが、車
両本体にも安全を考慮した材料及び構造が求められてい
る。衝突安全性を向上させる最も簡便かつ効果的な方法
は、強度部材として用いられる材料の板厚を増加させる
ことである。しかし、この方法では車体重量の増加を招
き、走行燃費の低下が避けられない。これは排気ガスの
排出量の増加を意味しており、環境保護の観点からも好
ましいことではない。
い、人体の安全性を含めた車両の安全性の確保が大きな
課題となっている。エアバックはその一例であるが、車
両本体にも安全を考慮した材料及び構造が求められてい
る。衝突安全性を向上させる最も簡便かつ効果的な方法
は、強度部材として用いられる材料の板厚を増加させる
ことである。しかし、この方法では車体重量の増加を招
き、走行燃費の低下が避けられない。これは排気ガスの
排出量の増加を意味しており、環境保護の観点からも好
ましいことではない。
【０００３】このため車両の強度部材を高強度化するこ
とにより、板厚を増加させずに衝突安全性の向上と燃費
向上を同時に図る試みが盛んに行われている。しかし、
一般的に材料の高強度化は、強化元素の増加などによっ
て必然的に延性や伸びフランジ成形性などの加工性の劣
化を招いてしまう。したがって、高強度鋼板の開発には
延性や伸びフランジ成形性などの加工性の劣化の抑制が
重要な課題となる。
とにより、板厚を増加させずに衝突安全性の向上と燃費
向上を同時に図る試みが盛んに行われている。しかし、
一般的に材料の高強度化は、強化元素の増加などによっ
て必然的に延性や伸びフランジ成形性などの加工性の劣
化を招いてしまう。したがって、高強度鋼板の開発には
延性や伸びフランジ成形性などの加工性の劣化の抑制が
重要な課題となる。
【０００４】一般に複合組織型鋼板における延性の改善
は、母相のフェライト相の固溶Ｃ量を低減させることに
よってフェライト相を軟化させ、第二相であるマルテン
サイト相との硬度の差を大きくすることで実現できると
されている。一方、伸びフランジ成形性を向上させるた
めには組織がより均一である方が望ましいとされてお
り、複合組織を有する高張力冷延鋼板の場合、フェライ
トとマルテンサイトとの硬度差は小さい方が望ましい。
したがって、複合組織型鋼板の延性を向上させる方法と
伸びフランジ成形性を向上させる方法は相反する関係で
あり、両者を同時に改善することは困難であるとされて
きた。
は、母相のフェライト相の固溶Ｃ量を低減させることに
よってフェライト相を軟化させ、第二相であるマルテン
サイト相との硬度の差を大きくすることで実現できると
されている。一方、伸びフランジ成形性を向上させるた
めには組織がより均一である方が望ましいとされてお
り、複合組織を有する高張力冷延鋼板の場合、フェライ
トとマルテンサイトとの硬度差は小さい方が望ましい。
したがって、複合組織型鋼板の延性を向上させる方法と
伸びフランジ成形性を向上させる方法は相反する関係で
あり、両者を同時に改善することは困難であるとされて
きた。
【０００５】従来、延性の良好な高強度鋼板の製造方法
に関しては特開昭６１−３８４３号公報に、また、加工
性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法に関しては特開
平４−９９２２７号公報に、それぞれ鋼成分と製造条件
を規定した技術が開示されている。
に関しては特開昭６１−３８４３号公報に、また、加工
性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法に関しては特開
平４−９９２２７号公報に、それぞれ鋼成分と製造条件
を規定した技術が開示されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、特開昭
６１−３８４３号公報に開示されている製造方法では高
延性高強度鋼板の製造はできたとしても、延性と伸びフ
ランジ成形性がともに優れた高強度鋼板を製造すること
はできない。また、特開平４−９９２２７号公報に開示
されている製造方法では、改善される高張力鋼板の加工
性は主として曲げ加工性であり、延性と伸びフランジ成
形性が同時に改善されるような効果は何ら期待できな
い。
６１−３８４３号公報に開示されている製造方法では高
延性高強度鋼板の製造はできたとしても、延性と伸びフ
ランジ成形性がともに優れた高強度鋼板を製造すること
はできない。また、特開平４−９９２２７号公報に開示
されている製造方法では、改善される高張力鋼板の加工
性は主として曲げ加工性であり、延性と伸びフランジ成
形性が同時に改善されるような効果は何ら期待できな
い。
【０００７】このように従来では、バンパーリィンフォ
ースメントに必要とされる９８０ＭＰａ級高張力鋼板で
あって、且つ延性と伸びフランジ成形性がともに優れた
複合組織型高張力鋼板の製造方法は全く知られていな
い。したがって本発明の目的は、以上のような従来技術
の課題を解決し、バンパーリィンフォースメントに必要
とされる９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、且つ延性
と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力
鋼板の製造方法を提供することにある。
ースメントに必要とされる９８０ＭＰａ級高張力鋼板で
あって、且つ延性と伸びフランジ成形性がともに優れた
複合組織型高張力鋼板の製造方法は全く知られていな
い。したがって本発明の目的は、以上のような従来技術
の課題を解決し、バンパーリィンフォースメントに必要
とされる９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、且つ延性
と伸びフランジ成形性がともに優れた複合組織型高張力
鋼板の製造方法を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】本発明は、特定の鋼成分
と製造条件との組み合わせにより、９８０ＭＰａ級高張
力鋼板において延性と伸びフランジ成形性を同時に改善
できることを見い出しなされたもので、その特徴は、
Ｃ：０．１０〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．８〜１．５
ｗｔ％、Ｍｎ：１．５〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０１〜
０．０５ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗ
ｔ％以下を含有し、これにさらにＮｂ：０．００１〜
０．０２ｗｔ％、Ｖ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．０２ｗｔ％のうちの１種または２
種以上を含有し、且つ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４（但し、Ｃ：Ｃ含有量［ｗｔ％］、Ｍｎ：Ｍｎ含有
量［ｗｔ％］、Ｓｉ：Ｓｉ含有量［ｗｔ％］）が０．４
０〜０．５２である鋼に対して、熱間圧延を仕上圧延温
度：Ａｒ3以上、巻取温度：５００〜６５０℃の条件で
行い、冷間圧延後の連続焼鈍工程において、鋼板をＡｃ
1〜Ａｃ3の均熱温度に保持した後、５８０〜７２０℃の
温度から室温まで急速冷却し、引き続き再加熱して２３
０〜３００℃の温度に保持することを特徴とする、延性
及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延
鋼板の製造方法である。
と製造条件との組み合わせにより、９８０ＭＰａ級高張
力鋼板において延性と伸びフランジ成形性を同時に改善
できることを見い出しなされたもので、その特徴は、
Ｃ：０．１０〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：０．８〜１．５
ｗｔ％、Ｍｎ：１．５〜２．０ｗｔ％、Ｐ：０．０１〜
０．０５ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％以下、Ｓｏｌ．
Ａｌ：０．０１０〜０．０７０ｗｔ％、Ｎ：０．０１ｗ
ｔ％以下を含有し、これにさらにＮｂ：０．００１〜
０．０２ｗｔ％、Ｖ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｔ
ｉ：０．００１〜０．０２ｗｔ％のうちの１種または２
種以上を含有し、且つ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／
２４（但し、Ｃ：Ｃ含有量［ｗｔ％］、Ｍｎ：Ｍｎ含有
量［ｗｔ％］、Ｓｉ：Ｓｉ含有量［ｗｔ％］）が０．４
０〜０．５２である鋼に対して、熱間圧延を仕上圧延温
度：Ａｒ3以上、巻取温度：５００〜６５０℃の条件で
行い、冷間圧延後の連続焼鈍工程において、鋼板をＡｃ
1〜Ａｃ3の均熱温度に保持した後、５８０〜７２０℃の
温度から室温まで急速冷却し、引き続き再加熱して２３
０〜３００℃の温度に保持することを特徴とする、延性
及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延
鋼板の製造方法である。
【０００９】
【発明の実施の形態】以下、本発明の詳細と限定理由に
ついて説明する。まず、鋼の成分組成の限定理由は以下
の通りである。 Ｃ：Ｃは鋼板の引張強度を支配する重要な元素であり、
高張力鋼板には欠かせない元素である。また、本発明の
ように焼鈍工程で急速冷却を行うとフェライト母相以外
はほとんどマルテンサイト組織を呈するが、マルテンサ
イトの硬さ、すなわち強度はこのＣ量によってほぼ決定
されるため、Ｃの含有量が重要である。Ｃ量が０．１０
ｗｔ％未満では十分に硬質な第二相が得られず、強度が
不足するため、下限を０．１０ｗｔ％とする。一方、Ｃ
量が０．１５ｗｔ％を超えると延性及び伸びフランジ成
形性の著しい低下を招くため、上限を０．１５ｗｔ％と
する。
ついて説明する。まず、鋼の成分組成の限定理由は以下
の通りである。 Ｃ：Ｃは鋼板の引張強度を支配する重要な元素であり、
高張力鋼板には欠かせない元素である。また、本発明の
ように焼鈍工程で急速冷却を行うとフェライト母相以外
はほとんどマルテンサイト組織を呈するが、マルテンサ
イトの硬さ、すなわち強度はこのＣ量によってほぼ決定
されるため、Ｃの含有量が重要である。Ｃ量が０．１０
ｗｔ％未満では十分に硬質な第二相が得られず、強度が
不足するため、下限を０．１０ｗｔ％とする。一方、Ｃ
量が０．１５ｗｔ％を超えると延性及び伸びフランジ成
形性の著しい低下を招くため、上限を０．１５ｗｔ％と
する。
【００１０】Ｓｉ：Ｓｉは本発明においては非常に重要
な元素である。すなわち、フェライト生成元素であるＳ
ｉにより連続焼鈍における加熱均熱段階でのフェライト
＋オーステナイト比率を決定し、またフェライト中に固
溶する性質を利用して、フェライトとマルテンサイトと
の硬度差を適正化することによってはじめて、本発明が
課題とする高延性と高伸びフランジ成形性を併せ持つ高
張力鋼板の製造が可能となる。Ｓｉ量が０．８ｗｔ％未
満ではフェライト相の軟化が顕著となり、伸びフランジ
成形性が劣化する。このためＳｉは０．８ｗｔ％以上の
添加が必要である。しかし、Ｓｉを１．５ｗｔ％を超え
て添加するとフェライト体積率が過剰に増加し、強度確
保が難しくなるばかりでなく、化成処理性の劣化、表面
キズの発生等の問題を招くため、上限を１．５ｗｔ％と
する。
な元素である。すなわち、フェライト生成元素であるＳ
ｉにより連続焼鈍における加熱均熱段階でのフェライト
＋オーステナイト比率を決定し、またフェライト中に固
溶する性質を利用して、フェライトとマルテンサイトと
の硬度差を適正化することによってはじめて、本発明が
課題とする高延性と高伸びフランジ成形性を併せ持つ高
張力鋼板の製造が可能となる。Ｓｉ量が０．８ｗｔ％未
満ではフェライト相の軟化が顕著となり、伸びフランジ
成形性が劣化する。このためＳｉは０．８ｗｔ％以上の
添加が必要である。しかし、Ｓｉを１．５ｗｔ％を超え
て添加するとフェライト体積率が過剰に増加し、強度確
保が難しくなるばかりでなく、化成処理性の劣化、表面
キズの発生等の問題を招くため、上限を１．５ｗｔ％と
する。
【００１１】Ｍｎ：ＭｎもＣと同様に焼入れ促進元素で
あり、十分な硬質第二相の体積率を得るためには１．５
ｗｔ％以上の添加が必要である。しかしながら、多量に
添加すると延性及び伸びフランジ成形性の著しい低下を
招き、また第二相体積率の著しい増加をもたらすため、
上限を２．０ｗｔ％とする。 Ｓ：Ｓは鋼製造時に不純物元素の一つとして含まれる
が、その含有レベルが高い場合には伸びフランジ成形性
を劣化させることが知られており、本発明鋼種において
も例外ではない。したがって、加工性を確保するために
Ｓ量は０〜０．００５ｗｔ％（無添加の場合を含む）と
する。
あり、十分な硬質第二相の体積率を得るためには１．５
ｗｔ％以上の添加が必要である。しかしながら、多量に
添加すると延性及び伸びフランジ成形性の著しい低下を
招き、また第二相体積率の著しい増加をもたらすため、
上限を２．０ｗｔ％とする。 Ｓ：Ｓは鋼製造時に不純物元素の一つとして含まれる
が、その含有レベルが高い場合には伸びフランジ成形性
を劣化させることが知られており、本発明鋼種において
も例外ではない。したがって、加工性を確保するために
Ｓ量は０〜０．００５ｗｔ％（無添加の場合を含む）と
する。
【００１２】Ｓｏｌ．Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として有効で
あるとともに、ＮをＡｌＮとして固定するために必要な
元素であり、このためＳｏｌ．Ａｌ量は０．０１０ｗｔ
％以上とする。しかし、Ａｌを多量に添加すると固溶Ａ
ｌが増加し、フェライト組織の粗大化による伸びフラン
ジ成形性の著しい低下をもたらすため、Ｓｏｌ．Ａｌ量
の上限は０．０７０ｗｔ％とする。 Ｎ：ＮはＡｌおよびＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖと窒化物を形
成し、フェライトの微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有
量が多くなると固溶Ｎが残存してフェライトの微細化効
果が薄れ、むしろ加工性の劣化の方が著しくなるので、
Ｎ量は０〜０．０１ｗｔ％（無添加の場合を含む）とす
る。
あるとともに、ＮをＡｌＮとして固定するために必要な
元素であり、このためＳｏｌ．Ａｌ量は０．０１０ｗｔ
％以上とする。しかし、Ａｌを多量に添加すると固溶Ａ
ｌが増加し、フェライト組織の粗大化による伸びフラン
ジ成形性の著しい低下をもたらすため、Ｓｏｌ．Ａｌ量
の上限は０．０７０ｗｔ％とする。 Ｎ：ＮはＡｌおよびＴｉ、Ｎｂ、Ｚｒ、Ｖと窒化物を形
成し、フェライトの微細化に寄与する。しかし、Ｎ含有
量が多くなると固溶Ｎが残存してフェライトの微細化効
果が薄れ、むしろ加工性の劣化の方が著しくなるので、
Ｎ量は０〜０．０１ｗｔ％（無添加の場合を含む）とす
る。
【００１３】また、本発明において重要な元素として、
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの元素の１種または２種以上を微量含む
必要がある。これらの元素は鋼中のＣと結びついて微細
な炭化物を生成する。これが結晶粒を微細化させる効果
があり、延性及び伸びフランジ成形性が飛躍的に向上す
る。これらの元素の添加量はＮｂ：０．００１〜０．０
２ｗｔ％、Ｖ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｔｉ：
０．００１〜０．０２ｗｔ％である。各々の元素の添加
量の下限は結晶粒の微細化効果を発現させるために最低
限必要な添加量であり、一方、各々の元素の添加量の上
限を超えると、結晶粒の微細化効果が飽和するため経済
性を損なうだけでなく、析出物の過剰増加により延性が
低下する。
Ｎｂ、Ｖ、Ｔｉの元素の１種または２種以上を微量含む
必要がある。これらの元素は鋼中のＣと結びついて微細
な炭化物を生成する。これが結晶粒を微細化させる効果
があり、延性及び伸びフランジ成形性が飛躍的に向上す
る。これらの元素の添加量はＮｂ：０．００１〜０．０
２ｗｔ％、Ｖ：０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｔｉ：
０．００１〜０．０２ｗｔ％である。各々の元素の添加
量の下限は結晶粒の微細化効果を発現させるために最低
限必要な添加量であり、一方、各々の元素の添加量の上
限を超えると、結晶粒の微細化効果が飽和するため経済
性を損なうだけでなく、析出物の過剰増加により延性が
低下する。
【００１４】鋼成分の残部は実質的にＦｅからなり、本
発明の効果を損なわない限度で不可避的不純物元素等の
他の元素を微量含有することを妨げない。また、本発明
の鋼成分ではＣ、Ｍｎ及びＳｉの各含有量によって規定
されるＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４（但し、Ｃ：
Ｃ含有量［ｗｔ％］、Ｍｎ：Ｍｎ含有量［ｗｔ％］、Ｓ
ｉ：Ｓｉ含有量［ｗｔ％］）が０．４０〜０．５２であ
ることを条件とする。その限定理由については後に詳述
するが、Ｃｅｑが０．４０未満では必要な強度レベルを
確保することが難しく、一方、Ｃｅｑが０．５２を超え
ると目標とするレベルの延性及び伸びフランジ成形性が
得られない。
発明の効果を損なわない限度で不可避的不純物元素等の
他の元素を微量含有することを妨げない。また、本発明
の鋼成分ではＣ、Ｍｎ及びＳｉの各含有量によって規定
されるＣｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４（但し、Ｃ：
Ｃ含有量［ｗｔ％］、Ｍｎ：Ｍｎ含有量［ｗｔ％］、Ｓ
ｉ：Ｓｉ含有量［ｗｔ％］）が０．４０〜０．５２であ
ることを条件とする。その限定理由については後に詳述
するが、Ｃｅｑが０．４０未満では必要な強度レベルを
確保することが難しく、一方、Ｃｅｑが０．５２を超え
ると目標とするレベルの延性及び伸びフランジ成形性が
得られない。
【００１５】本発明法は、以上のように限定された成分
組成の鋼を素材とし、熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍
という一連の工程を経て鋼板を製造するものであるが、
要求される引張強度を満足し、且つ延性及び伸びフラン
ジ成形性がともに優れた鋼板を製造するためには、熱延
条件及び焼鈍条件の最適化が必要である。
組成の鋼を素材とし、熱間圧延、冷間圧延及び連続焼鈍
という一連の工程を経て鋼板を製造するものであるが、
要求される引張強度を満足し、且つ延性及び伸びフラン
ジ成形性がともに優れた鋼板を製造するためには、熱延
条件及び焼鈍条件の最適化が必要である。
【００１６】まず、スラブの熱間圧延ではＡｒ3以上の
温度で仕上圧延を行なう。これよりも低い仕上圧延温度
では、仕上圧延の段階で二相組織となるためフェライト
粒の著しい粗大化が起り、冷延＋焼鈍を行っても加工性
の良い材料は得られない。また、巻取温度は５００〜６
５０℃とする。巻取温度が６５０℃を超えると、大量に
残った未変態オーステナイトが粗大なパーライトに変態
し、加工性の向上がみられなくなる。一方、巻取温度が
５００℃未満では熱延板の段階で硬質第二相が発現し、
冷間圧延において余分な圧延負荷をかける必要が生じる
とともに、延性及び伸びフランジ成形性も低下する。
温度で仕上圧延を行なう。これよりも低い仕上圧延温度
では、仕上圧延の段階で二相組織となるためフェライト
粒の著しい粗大化が起り、冷延＋焼鈍を行っても加工性
の良い材料は得られない。また、巻取温度は５００〜６
５０℃とする。巻取温度が６５０℃を超えると、大量に
残った未変態オーステナイトが粗大なパーライトに変態
し、加工性の向上がみられなくなる。一方、巻取温度が
５００℃未満では熱延板の段階で硬質第二相が発現し、
冷間圧延において余分な圧延負荷をかける必要が生じる
とともに、延性及び伸びフランジ成形性も低下する。
【００１７】熱間圧延後の鋼板は常法に従い酸洗および
冷間圧延され、次いで連続焼鈍されるが、本発明の製造
方法は、連続焼鈍条件を最適化することにより、この連
続焼鈍工程において目的とする複合組織を得ることに特
徴がある。連続焼鈍工程では鋼板の均熱温度をＡｃ1〜
Ａｃ3の範囲とする。これは、この後行われる焼入れ工
程において安定したフェライト＋マルテンサイトの複合
組織を得るために、均熱段階からフェライト＋オーステ
ナイトの二相分離を行っておくことが必要だからであ
る。また、均熱時間は特に限定されないが、一般には３
０秒以上が望ましい。
冷間圧延され、次いで連続焼鈍されるが、本発明の製造
方法は、連続焼鈍条件を最適化することにより、この連
続焼鈍工程において目的とする複合組織を得ることに特
徴がある。連続焼鈍工程では鋼板の均熱温度をＡｃ1〜
Ａｃ3の範囲とする。これは、この後行われる焼入れ工
程において安定したフェライト＋マルテンサイトの複合
組織を得るために、均熱段階からフェライト＋オーステ
ナイトの二相分離を行っておくことが必要だからであ
る。また、均熱時間は特に限定されないが、一般には３
０秒以上が望ましい。
【００１８】上記の均熱後、所定の条件で焼き入れ処理
および再加熱処理を行う。本発明者らはＣｅｑが異なる
種々の組成の鋼を実験室レベルで溶製し、これに常法の
熱間圧延、冷間圧延を施して板厚１．４ｍｍの鋼板とし
た後、ソルトバスによる連続焼鈍シミュレーションを行
い、延性と伸びフランジ成形性に優れる鋼板の製造を試
みた。連続焼鈍の条件としては、加熱均熱温度をそれぞ
れの鋼のＡｃ1を超える温度範囲とし、焼入れ開始温度
ＴＱ（以下、単に“ＴＱ”という）を５００〜８３０℃
として焼入れした後、室温まで急速冷却し、次いで２０
０〜３５０℃の再加熱温度ＴＯ（以下、単に“ＴＯ”と
いう）に再加熱した。
および再加熱処理を行う。本発明者らはＣｅｑが異なる
種々の組成の鋼を実験室レベルで溶製し、これに常法の
熱間圧延、冷間圧延を施して板厚１．４ｍｍの鋼板とし
た後、ソルトバスによる連続焼鈍シミュレーションを行
い、延性と伸びフランジ成形性に優れる鋼板の製造を試
みた。連続焼鈍の条件としては、加熱均熱温度をそれぞ
れの鋼のＡｃ1を超える温度範囲とし、焼入れ開始温度
ＴＱ（以下、単に“ＴＱ”という）を５００〜８３０℃
として焼入れした後、室温まで急速冷却し、次いで２０
０〜３５０℃の再加熱温度ＴＯ（以下、単に“ＴＯ”と
いう）に再加熱した。
【００１９】このように製造した鋼板から試験片を切り
出し、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌの測定と穴拡げ試験に
よる伸びフランジ成形性の評価を行った。引張試験はＪ
ＩＳ５号引張試験片形状にて歪速度全域１０ｍｍ／ｍｉ
ｎで行った。また、穴拡げ試験は１００ｍｍ角のブラン
クの中央に１０ｍｍφの穴を打抜き、平底のポンチを用
いてバリをポンチと反対側にして行い、初期穴径と穴周
辺の全板厚にわたって１ｍｍ程度の亀裂が生じた時の穴
径との比を穴拡げ比λとして求めた。
出し、引張強度ＴＳ、全伸びＥｌの測定と穴拡げ試験に
よる伸びフランジ成形性の評価を行った。引張試験はＪ
ＩＳ５号引張試験片形状にて歪速度全域１０ｍｍ／ｍｉ
ｎで行った。また、穴拡げ試験は１００ｍｍ角のブラン
クの中央に１０ｍｍφの穴を打抜き、平底のポンチを用
いてバリをポンチと反対側にして行い、初期穴径と穴周
辺の全板厚にわたって１ｍｍ程度の亀裂が生じた時の穴
径との比を穴拡げ比λとして求めた。
【００２０】各Ｃｅｑの鋼板についてのＴＱと引張強度
ＴＳとの関係を図１に、また、図１に示される９８０Ｍ
Ｐａ級の引張強度が得られた鋼板について、焼き入れ後
の再加熱処理におけるＴＯと全伸びＥｌ及び伸びフラン
ジ成形性（穴拡げ比λ）との関係を図２に示す。なお、
この実験ではバンパーリィンフォースメントの成形試験
などで十分な特性を有する条件として、全伸びＥｌは１
５％以上、穴拡げ比λは２０％以上を適正範囲とした。
ＴＳとの関係を図１に、また、図１に示される９８０Ｍ
Ｐａ級の引張強度が得られた鋼板について、焼き入れ後
の再加熱処理におけるＴＯと全伸びＥｌ及び伸びフラン
ジ成形性（穴拡げ比λ）との関係を図２に示す。なお、
この実験ではバンパーリィンフォースメントの成形試験
などで十分な特性を有する条件として、全伸びＥｌは１
５％以上、穴拡げ比λは２０％以上を適正範囲とした。
【００２１】図１によれば、鋼のＣｅｑに対して９８０
ＭＰａ級鋼板とするためのＴＱ範囲が存在することが判
る。すなわち、Ｃｅｑが０．４０〜０．５２では、９８
０ＭＰａ級鋼板とするためのＴＱは５８０〜７２０℃の
範囲である。ＴＱが上記温度範囲よりも高温の場合に
は、オーステナイト体積率が増加して９８０ＭＰａ級よ
り高強度となり、一方、ＴＱが上記温度範囲よりも低温
の場合には、フェライト体積率が増加して９８０ＭＰａ
級より低強度となる。また、Ｃｅｑが０．４０未満で
は、ＴＱを均熱温度とほぼ同等の温度に上昇させても、
９８０ＭＰａ級の引張強度を得ることができなかった。
ＭＰａ級鋼板とするためのＴＱ範囲が存在することが判
る。すなわち、Ｃｅｑが０．４０〜０．５２では、９８
０ＭＰａ級鋼板とするためのＴＱは５８０〜７２０℃の
範囲である。ＴＱが上記温度範囲よりも高温の場合に
は、オーステナイト体積率が増加して９８０ＭＰａ級よ
り高強度となり、一方、ＴＱが上記温度範囲よりも低温
の場合には、フェライト体積率が増加して９８０ＭＰａ
級より低強度となる。また、Ｃｅｑが０．４０未満で
は、ＴＱを均熱温度とほぼ同等の温度に上昇させても、
９８０ＭＰａ級の引張強度を得ることができなかった。
【００２２】また、図２によれば、延性及び伸びフラン
ジ成形性のバランスが最適となるＴＯが存在し、且つこ
れはＣｅｑによって変化することが判る。Ｃｅｑが０．
５２を超えると延性及び伸びフランジ成形性がともに目
標とするレベルに達せず、特性的に劣る。また、Ｃｅｑ
が０．４０〜０．５２の範囲にあっても、ＴＯが３００
℃を超えると穴拡げ比λには優れるが全伸びＥｌが劣
り、一方、ＴＯが２３０℃未満では、全伸びＥｌは優れ
るが穴拡げ比λが劣る結果となっている。
ジ成形性のバランスが最適となるＴＯが存在し、且つこ
れはＣｅｑによって変化することが判る。Ｃｅｑが０．
５２を超えると延性及び伸びフランジ成形性がともに目
標とするレベルに達せず、特性的に劣る。また、Ｃｅｑ
が０．４０〜０．５２の範囲にあっても、ＴＯが３００
℃を超えると穴拡げ比λには優れるが全伸びＥｌが劣
り、一方、ＴＯが２３０℃未満では、全伸びＥｌは優れ
るが穴拡げ比λが劣る結果となっている。
【００２３】ＴＯが２３０〜３００℃で延性及び伸びフ
ランジ成形性のバランスが最適となり、且つそれぞれの
値も良好となる理由は、以下の通りである。すなわち、
ＴＯが２３０℃未満では炭化物の析出が十分に起らず、
フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいため、延
性には優れるが伸びフランジ成形性には劣る材料とな
る。一方、ＴＯが３００℃を超えると、焼戻し軟化が十
分に起り、炭化物の析出量も多くなるため、フェライト
とマルテンサイトの硬度差は著しく小さくなる。このた
め伸びフランジ成形性には大変優れるが、他方において
延性には劣る材料となる。
ランジ成形性のバランスが最適となり、且つそれぞれの
値も良好となる理由は、以下の通りである。すなわち、
ＴＯが２３０℃未満では炭化物の析出が十分に起らず、
フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいため、延
性には優れるが伸びフランジ成形性には劣る材料とな
る。一方、ＴＯが３００℃を超えると、焼戻し軟化が十
分に起り、炭化物の析出量も多くなるため、フェライト
とマルテンサイトの硬度差は著しく小さくなる。このた
め伸びフランジ成形性には大変優れるが、他方において
延性には劣る材料となる。
【００２４】以上の結果から、本発明では鋼のＣｅｑ
（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４）を０．４０〜０．５２
と規定するとともに、焼鈍後の焼き入れ処理におけるＴ
Ｑを５８０〜７２０℃、ＴＯを２３０〜３００℃とする
こと、すなわち連続焼鈍における均熱後、７２０〜５８
０℃の温度から室温まで急速冷却し、引き続き再加熱し
て２３０〜３００℃の温度に保持する処理を行うことを
条件とした。このような条件を満足することによりはじ
めて、延性及び伸びフランジ成形性がともに優れた９８
０ＭＰａ級高張力鋼板を得ることができる。再加熱処理
の保持時間は特に限定されないが、経済的な観点からは
１５分以下とすることが望ましい。
（＝Ｃ＋Ｍｎ／６＋Ｓｉ／２４）を０．４０〜０．５２
と規定するとともに、焼鈍後の焼き入れ処理におけるＴ
Ｑを５８０〜７２０℃、ＴＯを２３０〜３００℃とする
こと、すなわち連続焼鈍における均熱後、７２０〜５８
０℃の温度から室温まで急速冷却し、引き続き再加熱し
て２３０〜３００℃の温度に保持する処理を行うことを
条件とした。このような条件を満足することによりはじ
めて、延性及び伸びフランジ成形性がともに優れた９８
０ＭＰａ級高張力鋼板を得ることができる。再加熱処理
の保持時間は特に限定されないが、経済的な観点からは
１５分以下とすることが望ましい。
【００２５】
【実施例】表１に示す成分組成を有する鋼を溶製し、鋳
造されたスラブを熱間圧延、冷間圧延して板厚１．４ｍ
ｍの鋼板とした後、連続焼鈍を実施した。なお、連続焼
鈍は引張強度ＴＳ：９８０ＭＰａ級を得ることを第一優
先にその条件を設定した。製造された鋼板について引張
試験（ＪＩＳ５号試験片により実施）、穴拡げ試験（試
験方法は、先に述べた試験方法と同様）を実施した。な
お、引張強度が９８０ＭＰａから大きく外れた鋼につい
ては、穴拡げ試験は実施しなかった。
造されたスラブを熱間圧延、冷間圧延して板厚１．４ｍ
ｍの鋼板とした後、連続焼鈍を実施した。なお、連続焼
鈍は引張強度ＴＳ：９８０ＭＰａ級を得ることを第一優
先にその条件を設定した。製造された鋼板について引張
試験（ＪＩＳ５号試験片により実施）、穴拡げ試験（試
験方法は、先に述べた試験方法と同様）を実施した。な
お、引張強度が９８０ＭＰａから大きく外れた鋼につい
ては、穴拡げ試験は実施しなかった。
【００２６】各鋼板の降伏強度ＹＳ、引張強度ＴＳ、全
伸びＥｌ及び穴拡げ比λ（伸びフランジ成形性）を、鋼
板のＣｅｑ及び製造条件（熱延条件、連続焼鈍条件）と
ともに表２に示す。これによれば、本発明の成分条件と
製造条件を満足する本発明例は、９８０ＭＰａ級の引張
強度を有し、しかも延性及び伸びフランジ成形性がとも
に比較例よりも格段に優れていることが判る。
伸びＥｌ及び穴拡げ比λ（伸びフランジ成形性）を、鋼
板のＣｅｑ及び製造条件（熱延条件、連続焼鈍条件）と
ともに表２に示す。これによれば、本発明の成分条件と
製造条件を満足する本発明例は、９８０ＭＰａ級の引張
強度を有し、しかも延性及び伸びフランジ成形性がとも
に比較例よりも格段に優れていることが判る。
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
【発明の効果】以上述べたように本発明の製造方法によ
れば、バンパーリィンフォースメント等に必要とされる
９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、しかも延性と伸び
フランジ成形性がともに優れた複合組織高張力鋼板を安
定して製造することができる。このため従来では適用す
ることができなかった難成形の部材にも高張力冷延鋼板
を適用することができ、車体重量を増加させることなく
車体の衝突安全性や走行燃費を向上させることができ
る。
れば、バンパーリィンフォースメント等に必要とされる
９８０ＭＰａ級高張力鋼板であって、しかも延性と伸び
フランジ成形性がともに優れた複合組織高張力鋼板を安
定して製造することができる。このため従来では適用す
ることができなかった難成形の部材にも高張力冷延鋼板
を適用することができ、車体重量を増加させることなく
車体の衝突安全性や走行燃費を向上させることができ
る。
【図１】Ｃｅｑが異なる鋼板について、焼入れ開始温度
ＴＱと引張強度ＴＳとの関係を示すグラフ
ＴＱと引張強度ＴＳとの関係を示すグラフ
【図２】９８０ＭＰａ級の引張強度が得られた鋼板につ
いて、焼き入れ後の再加熱処理における再加熱温度ＴＯ
と全伸びＥｌ及び伸びフランジ成形性との関係を示すグ
ラフ
いて、焼き入れ後の再加熱処理における再加熱温度ＴＯ
と全伸びＥｌ及び伸びフランジ成形性との関係を示すグ
ラフ
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 馬場 裕 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (1)
- 【請求項１】 Ｃ：０．１０〜０．１５ｗｔ％、Ｓｉ：
０．８〜１．５ｗｔ％、Ｍｎ：１．５〜２．０ｗｔ％、
Ｐ：０．０１〜０．０５ｗｔ％、Ｓ：０．００５ｗｔ％
以下、Ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１０〜０．０７０ｗｔ％、
Ｎ：０．０１ｗｔ％以下を含有し、これにさらにＮｂ：
０．００１〜０．０２ｗｔ％、Ｖ：０．００１〜０．０
２ｗｔ％、Ｔｉ：０．００１〜０．０２ｗｔ％のうちの
１種または２種以上を含有し、且つ、Ｃｅｑ＝Ｃ＋Ｍｎ
／６＋Ｓｉ／２４（但し、Ｃ：Ｃ含有量［ｗｔ％］、Ｍ
ｎ：Ｍｎ含有量［ｗｔ％］、Ｓｉ：Ｓｉ含有量［ｗｔ
％］）が０．４０〜０．５２である鋼に対して、熱間圧
延を仕上圧延温度：Ａｒ3以上、巻取温度：５００〜６
５０℃の条件で行い、冷間圧延後の連続焼鈍工程におい
て、鋼板をＡｃ1〜Ａｃ3の均熱温度に保持した後、５８
０〜７２０℃の温度から室温まで急速冷却し、引き続き
再加熱して２３０〜３００℃の温度に保持することを特
徴とする、延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組
織型高張力冷延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18149598A JP3478128B2 (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP18149598A JP3478128B2 (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11350038A true JPH11350038A (ja) | 1999-12-21 |
| JP3478128B2 JP3478128B2 (ja) | 2003-12-15 |
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ID=16101766
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP18149598A Expired - Fee Related JP3478128B2 (ja) | 1998-06-12 | 1998-06-12 | 延性及び伸びフランジ成形性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3478128B2 (ja) |
Cited By (16)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1319726A1 (fr) * | 2001-12-14 | 2003-06-18 | Usinor | Procédé de fabrication de tôles laminées à froid à très haute résistance d'aciers dual phase micro-alliés |
| JP2004300476A (ja) * | 2003-03-28 | 2004-10-28 | Jfe Steel Kk | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2006152361A (ja) * | 2004-11-29 | 2006-06-15 | Jfe Steel Kk | 薄鋼板およびその製造方法、並びに形状凍結性に優れた部品の製造方法 |
| US7371294B2 (en) | 2004-02-02 | 2008-05-13 | Kobe Steel, Ltd. | High-strength cold-rolled steel sheet having outstanding elongation and superior stretch flange formability and method for production therof |
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| EP2123786A1 (fr) | 2008-05-21 | 2009-11-25 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
| JP2011042879A (ja) * | 2010-10-26 | 2011-03-03 | Jfe Steel Corp | 高延性で、化成処理性に優れる７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する超高強度冷延鋼板 |
| WO2011036351A1 (fr) * | 2009-09-24 | 2011-03-31 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Acier inoxydable ferritique a hautes caracteristiques d'emboutissabilite |
| CN104213015A (zh) * | 2014-09-23 | 2014-12-17 | 北京首钢冷轧薄板有限公司 | 一种dp钢的生产方法、其用途、滚筒洗衣机及汽车 |
| EP2589674A4 (en) * | 2010-06-30 | 2017-06-21 | JFE Steel Corporation | Ultrahigh-strength cold-rolled steel sheet with excellent ductility and delayed-fracture resistance, and process for producing same |
| CN107075649A (zh) * | 2014-05-13 | 2017-08-18 | Posco公司 | 延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| KR20180119618A (ko) | 2016-03-31 | 2018-11-02 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
| KR20180119617A (ko) | 2016-03-31 | 2018-11-02 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
| WO2021238917A1 (zh) * | 2020-05-27 | 2021-12-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种780MPa级冷轧退火双相钢及其制造方法 |
| WO2022206917A1 (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及其快速热处理热镀制造方法 |
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5779847B2 (ja) | 2009-07-29 | 2015-09-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 |
-
1998
- 1998-06-12 JP JP18149598A patent/JP3478128B2/ja not_active Expired - Fee Related
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| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| FR2833617A1 (fr) * | 2001-12-14 | 2003-06-20 | Usinor | Procede de fabrication de toles laminees a froid a tres haute resistance d'aciers dual phase micro-allies |
| EP1319726A1 (fr) * | 2001-12-14 | 2003-06-18 | Usinor | Procédé de fabrication de tôles laminées à froid à très haute résistance d'aciers dual phase micro-alliés |
| US7507307B2 (en) | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| EP2017363A2 (en) | 2002-06-14 | 2009-01-21 | JFE Steel Corporation | High strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same |
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| JP4539308B2 (ja) * | 2004-11-29 | 2010-09-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 薄鋼板およびその製造方法、並びに形状凍結性に優れた部品の製造方法 |
| JP2006152361A (ja) * | 2004-11-29 | 2006-06-15 | Jfe Steel Kk | 薄鋼板およびその製造方法、並びに形状凍結性に優れた部品の製造方法 |
| US10190187B2 (en) | 2008-05-21 | 2019-01-29 | Arcelormittal | Manufacturing method for very high-strength, cold-rolled, dual-phase steel sheets |
| WO2009150319A1 (fr) * | 2008-05-21 | 2009-12-17 | Arcelormittal Investigacion Y Desarrollo Sl | Procede de fabrication de toles d'aciers dual phase laminees a froid a tres haute resistance et toles ainsi produites |
| EP2123786A1 (fr) | 2008-05-21 | 2009-11-25 | ArcelorMittal France | Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites |
| WO2011036352A1 (fr) * | 2009-09-24 | 2011-03-31 | Arcelormittal Investigación Y Desarrolllo Sl | Acier inoxydable ferritique a hautes caracteristiques d'emboutissabilite |
| WO2011036351A1 (fr) * | 2009-09-24 | 2011-03-31 | Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl | Acier inoxydable ferritique a hautes caracteristiques d'emboutissabilite |
| EP2589674A4 (en) * | 2010-06-30 | 2017-06-21 | JFE Steel Corporation | Ultrahigh-strength cold-rolled steel sheet with excellent ductility and delayed-fracture resistance, and process for producing same |
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| CN107075649A (zh) * | 2014-05-13 | 2017-08-18 | Posco公司 | 延展性优异的高强度冷轧钢板、热浸镀锌钢板及其制造方法 |
| US10519526B2 (en) | 2014-05-13 | 2019-12-31 | Posco | High-strength cold rolled steel sheet having excellent ductility, hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing same |
| CN104213015A (zh) * | 2014-09-23 | 2014-12-17 | 北京首钢冷轧薄板有限公司 | 一种dp钢的生产方法、其用途、滚筒洗衣机及汽车 |
| KR20180119618A (ko) | 2016-03-31 | 2018-11-02 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
| KR20180119617A (ko) | 2016-03-31 | 2018-11-02 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 |
| US11230744B2 (en) | 2016-03-31 | 2022-01-25 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet |
| US11453926B2 (en) | 2016-03-31 | 2022-09-27 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet |
| WO2021238917A1 (zh) * | 2020-05-27 | 2021-12-02 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种780MPa级冷轧退火双相钢及其制造方法 |
| WO2022206917A1 (zh) * | 2021-04-02 | 2022-10-06 | 宝山钢铁股份有限公司 | 高成形性热镀铝锌或热镀锌铝镁双相钢及其快速热处理热镀制造方法 |
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