JPH1161326A - 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法Info
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- JPH1161326A JPH1161326A JP22300597A JP22300597A JPH1161326A JP H1161326 A JPH1161326 A JP H1161326A JP 22300597 A JP22300597 A JP 22300597A JP 22300597 A JP22300597 A JP 22300597A JP H1161326 A JPH1161326 A JP H1161326A
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- Y02P10/20—Recycling
Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高
強度鋼板を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板のミクロ組織として、残留オ−ステ
ナイト占積率が５％〜５０％であり、かつ、該残留オ−
ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、鋼板の
特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が８
５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡げ
比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性及
び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
強度鋼板を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板のミクロ組織として、残留オ−ステ
ナイト占積率が５％〜５０％であり、かつ、該残留オ−
ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、鋼板の
特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が８
５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡げ
比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性及
び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は主に自動車の構造部
材や補強材に使用することを企図した優れた耐衝突安全
性と成形性を兼備した自動車用高強度鋼及びその製造方
法に関するものである。
材や補強材に使用することを企図した優れた耐衝突安全
性と成形性を兼備した自動車用高強度鋼及びその製造方
法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車の燃費規制を背景とした車体軽量
化を目的に、高強度鋼板の適用が拡大してきたが、直近
では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制
が急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼への期待が
ますます高まっている。
化を目的に、高強度鋼板の適用が拡大してきたが、直近
では自動車事故を想定した耐衝突安全性に関する法規制
が急速に拡大・強化されつつあり、高強度鋼への期待が
ますます高まっている。
【０００３】しかし、従来の高強度鋼は成形性の向上を
主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点
では適用が疑問視されている。
主眼として開発されたものであり、耐衝突安全性の観点
では適用が疑問視されている。
【０００４】耐衝撃性に優れた自動車用鋼板及びその製
造方法に係わる従来技術としては、特開平７−１８３７
２で耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下におけ
る降伏強度を高めることが提案されているが、自動車用
部材は成形加工時及び衝突変形時に歪を受けるため、耐
衝撃性の指標としては、これらによる加工硬化分を降伏
強度に加味することが必要であり、加工硬化を考慮して
いない上記従来技術では不十分であった。
造方法に係わる従来技術としては、特開平７−１８３７
２で耐衝突安全性の指標として鋼板の高歪速度下におけ
る降伏強度を高めることが提案されているが、自動車用
部材は成形加工時及び衝突変形時に歪を受けるため、耐
衝撃性の指標としては、これらによる加工硬化分を降伏
強度に加味することが必要であり、加工硬化を考慮して
いない上記従来技術では不十分であった。
【０００５】さらに衝突安全用部材といえども優れた成
形性が要求されるが、優れた耐衝突安全性と優れた成形
性を兼ね備えるものがないのが実情である。
形性が要求されるが、優れた耐衝突安全性と優れた成形
性を兼ね備えるものがないのが実情である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、優れた耐衝
突安全性と成形性を兼備した自動車用高強度鋼板及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。
突安全性と成形性を兼備した自動車用高強度鋼板及びそ
の製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は上記課題を達成
するためになされたものであり、その手段は以下の通り
である。
するためになされたものであり、その手段は以下の通り
である。
【０００８】（１） 鋼板のミクロ組織として、残留オ
−ステナイトの占積率が５％〜５０％であり、且つ該残
留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、
鋼板特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比
が８５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴
拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全
性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
−ステナイトの占積率が５％〜５０％であり、且つ該残
留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、
鋼板特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比
が８５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴
拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全
性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【０００９】（２） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、Ｓｉ、Ａ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、鋼板
の特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が
８５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡
げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、Ｓｉ、Ａ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、鋼板
の特性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が
８５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡
げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【００１０】（３） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェ
ライトの占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均
結晶粒径が１０μｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒
径が１０μｍ以下であり、鋼板の特性として、加工硬化
指数が０．１３以上、降伏強さ×加工硬化指数が７０以
上、降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びが２０００
０以上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェ
ライトの占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均
結晶粒径が１０μｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒
径が１０μｍ以下であり、鋼板の特性として、加工硬化
指数が０．１３以上、降伏強さ×加工硬化指数が７０以
上、降伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びが２０００
０以上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【００１１】（４） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェ
ライトの占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均
結晶粒径が１０μｍ以下であり、マルテンサイトの占積
率が３％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒
径が５μｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒径が１０
μｍ以下であり、鋼板の特性として、加工硬化指数が
０．１６以上、降伏強さ×加工硬化指数が８０以上、降
伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以
上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝
突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板の
ミクロ組織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶
粒径が５μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの
平均Ｃ濃度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェ
ライトの占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均
結晶粒径が１０μｍ以下であり、マルテンサイトの占積
率が３％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒
径が５μｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒径が１０
μｍ以下であり、鋼板の特性として、加工硬化指数が
０．１６以上、降伏強さ×加工硬化指数が８０以上、降
伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以
上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝
突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。
【００１２】（５） さらに、Ｃａ：０．０００５〜
０．０１重量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量
％を含むことを特徴とする上記（２）〜（４）の内のい
ずれか１つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた高
強度鋼板。
０．０１重量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量
％を含むことを特徴とする上記（２）〜（４）の内のい
ずれか１つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた高
強度鋼板。
【００１３】（６） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、初期鋼片厚が２５ｍｍ以上、仕上温度が７６０℃
〜９２０℃、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上で熱
間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける７
００℃以下の平均冷却速度が２５℃／秒以上で冷却を行
い、さらに、５００℃以下で巻取を行うことを特徴とす
る上記（１）〜（３）、（５）の内のいずれか１つに記
載の耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強
度鋼の製造方法。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、初期鋼片厚が２５ｍｍ以上、仕上温度が７６０℃
〜９２０℃、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上で熱
間圧延を行い、その後、ランアウトテーブルにおける７
００℃以下の平均冷却速度が２５℃／秒以上で冷却を行
い、さらに、５００℃以下で巻取を行うことを特徴とす
る上記（１）〜（３）、（５）の内のいずれか１つに記
載の耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用熱延高強
度鋼の製造方法。
【００１４】（７） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、仕上温度が７６０℃〜９２０℃、初期鋼片厚が２
５ｍｍ以上、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上の熱
間圧延を行い、その後、ホットランテーブルにおいて、
７００℃以下の平均冷却速度を２５℃／秒以上とする冷
却を行い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うことを特
徴とする上記（４）または（５）に記載の耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度鋼板の製造方
法。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、仕上温度が７６０℃〜９２０℃、初期鋼片厚が２
５ｍｍ以上、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上の熱
間圧延を行い、その後、ホットランテーブルにおいて、
７００℃以下の平均冷却速度を２５℃／秒以上とする冷
却を行い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うことを特
徴とする上記（４）または（５）に記載の耐衝突安全性
及び成形性に優れた自動車用熱延高強度鋼板の製造方
法。
【００１５】（８） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍
する際において、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持
し、７００℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以
上の冷却を行い、５００℃以下の温度で３０秒以上保持
することを特徴とする上記（１）〜（３）、（５）の内
のいずれか１つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れ
た自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍
する際において、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持
し、７００℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以
上の冷却を行い、５００℃以下の温度で３０秒以上保持
することを特徴とする上記（１）〜（３）、（５）の内
のいずれか１つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れ
た自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
【００１６】（９） 化学成分として、Ｃ：０．０３〜
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍
する際において、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持
し、７００℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以
上の冷却を行い、３５０℃以下の温度で３０秒以上保持
することを特徴とする上記（４）または（５）に記載の
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用冷延高強度鋼
板の製造方法。
０．３重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡ
ｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜
５．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％
を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼
片を、熱間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍
する際において、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持
し、７００℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以
上の冷却を行い、３５０℃以下の温度で３０秒以上保持
することを特徴とする上記（４）または（５）に記載の
耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用冷延高強度鋼
板の製造方法。
【００１７】
【発明の実施の形態】本発明者らは、種々の実験検討を
重ねた結果、耐衝突安全性の向上には、鋼の加工硬化指
数を高めること（０．１３以上、好ましくは０．１６以
上）、降伏強さ×加工硬化指数を高めること（≧７０、
好ましくは≧８０）が必要であること、耐衝突安全用部
材の成形性として、低い降伏比（≦８５（％）、好まし
くは≦７５（％））と高い引張強さ×全伸び（≧２００
００（ＭＰａ・％））と高い穴拡げ比（≧１．２）が必
要であることを見いだし、さらに鋼板ミクロ組織の制御
により、それらの特性を同時に達成できることを見いだ
し、本発明に到ったのである。
重ねた結果、耐衝突安全性の向上には、鋼の加工硬化指
数を高めること（０．１３以上、好ましくは０．１６以
上）、降伏強さ×加工硬化指数を高めること（≧７０、
好ましくは≧８０）が必要であること、耐衝突安全用部
材の成形性として、低い降伏比（≦８５（％）、好まし
くは≦７５（％））と高い引張強さ×全伸び（≧２００
００（ＭＰａ・％））と高い穴拡げ比（≧１．２）が必
要であることを見いだし、さらに鋼板ミクロ組織の制御
により、それらの特性を同時に達成できることを見いだ
し、本発明に到ったのである。
【００１８】以下にその要旨を述べる。
【００１９】図１及び図２は自動車用部材の耐衝突安全
性の指標となる動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬
化指数及び降伏強さ×加工硬化指数の関係を示すもので
ある。鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬化指数の
増大により自動車用部材の耐衝突安全性（動的エネルギ
ー吸収量）が向上しており、自動車用部材の耐衝突安全
性の指標として、同一降伏強度クラスであれば鋼板の加
工硬化指数、降伏強度クラスが異なれば鋼板の降伏強さ
×加工硬化指数が妥当であることを示している。なお、
部材が成形加工時に歪を受けることを考慮して、加工硬
化指数は歪５％〜１０％のｎ値で表現したが、本質的に
は成形加工後の加工硬化指数が高いことに最大の特徴を
有するものである。
性の指標となる動的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬
化指数及び降伏強さ×加工硬化指数の関係を示すもので
ある。鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬化指数の
増大により自動車用部材の耐衝突安全性（動的エネルギ
ー吸収量）が向上しており、自動車用部材の耐衝突安全
性の指標として、同一降伏強度クラスであれば鋼板の加
工硬化指数、降伏強度クラスが異なれば鋼板の降伏強さ
×加工硬化指数が妥当であることを示している。なお、
部材が成形加工時に歪を受けることを考慮して、加工硬
化指数は歪５％〜１０％のｎ値で表現したが、本質的に
は成形加工後の加工硬化指数が高いことに最大の特徴を
有するものである。
【００２０】また、プレスの設備能力から成形荷重の増
大を抑え、成形しやすくすることが望まれる場合、変形
抵抗を低く抑えるべく、歪０％〜５％のｎ値を低くする
ことが有効である。
大を抑え、成形しやすくすることが望まれる場合、変形
抵抗を低く抑えるべく、歪０％〜５％のｎ値を低くする
ことが有効である。
【００２１】逆にプレス設備能力が充分にある場合には
歪０％〜５％のｎ値も高めることが耐衝突安全性の観点
から有効である。図３に歪に伴うｎ値変化の実例とし
て、三例示す。
歪０％〜５％のｎ値も高めることが耐衝突安全性の観点
から有効である。図３に歪に伴うｎ値変化の実例とし
て、三例示す。
【００２２】一方、加工硬化指数が増加することによ
り、鋼板のくびれが抑制され、引張強さ×全伸びで表現
される成形性が向上する。その一例を図４に示す。
り、鋼板のくびれが抑制され、引張強さ×全伸びで表現
される成形性が向上する。その一例を図４に示す。
【００２３】用いた鋼板は板厚１．２ｍｍの熱延材であ
り、Ｃ：０．０３〜０．３重量％、ＳｉとＡｌの内の１
種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重量
％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、
Ｓ≦０．０２重量％を含み、残部はＦｅ及び不可避的成
分からなるものである。
り、Ｃ：０．０３〜０．３重量％、ＳｉとＡｌの内の１
種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重量
％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、Ｐ≦０．２重量％、
Ｓ≦０．０２重量％を含み、残部はＦｅ及び不可避的成
分からなるものである。
【００２４】自動車用部材の動的エネルギー吸収量は、
衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。すなわ
ち、鋼板を図６に示す試験片形状（コ−ナ−Ｒ＝５ｍ
ｍ）に成形し、先端径５．５ｍｍの電極によりチリ発生
電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接
３をし、図５に示す２つの天板１間に試験片２を配設し
た部品（ハット型モデル）とし、さらに１７０℃×２０
分の焼付塗装処理を行った後、図７に示すように約１５
０ｋｇの落錘４を約１０ｍの高さから落下させ、ショッ
ク・アブソーバー６を設けた架台の上の部品を長手方向
に圧壊し、その際の荷重変位線図の面積から変位＝０〜
１５０ｍｍの変形仕事を算出して、動的エネルギー吸収
量とした。
衝撃圧壊試験法により次のようにして求めた。すなわ
ち、鋼板を図６に示す試験片形状（コ−ナ−Ｒ＝５ｍ
ｍ）に成形し、先端径５．５ｍｍの電極によりチリ発生
電流の０．９倍の電流で３５ｍｍピッチでスポット溶接
３をし、図５に示す２つの天板１間に試験片２を配設し
た部品（ハット型モデル）とし、さらに１７０℃×２０
分の焼付塗装処理を行った後、図７に示すように約１５
０ｋｇの落錘４を約１０ｍの高さから落下させ、ショッ
ク・アブソーバー６を設けた架台の上の部品を長手方向
に圧壊し、その際の荷重変位線図の面積から変位＝０〜
１５０ｍｍの変形仕事を算出して、動的エネルギー吸収
量とした。
【００２５】鋼板の加工硬化指数、降伏強さ×加工硬化
指数は次のようにして求めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ
−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）
に加工し、引張速度１０ｍｍ／分で引張試験し、降伏強
さと加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求めた。
指数は次のようにして求めた。すなわち、鋼板をＪＩＳ
−５号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅２５ｍｍ）
に加工し、引張速度１０ｍｍ／分で引張試験し、降伏強
さと加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求めた。
【００２６】次に、本発明の鋼板ミクロ組織について詳
述する。
述する。
【００２７】残留オ−ステナイトはその占積率を５％〜
５０％、且つその平均結晶粒径を５μｍ以下（好ましく
は３μｍ以下）とすることが必須要件である。
５０％、且つその平均結晶粒径を５μｍ以下（好ましく
は３μｍ以下）とすることが必須要件である。
【００２８】残留オ−ステナイトは、変形時（成形時）
に歪を受けることにより非常に硬いマルテンサイトへ変
態するため、加工硬化指数を高める作用やくびれを抑制
して成形性を高める作用を有している。その占積率が５
％未満では、成形後の部材が衝突変形を受けた際に優れ
た加工硬化能を発揮することができず、変形荷重が低い
レベルに留まり変形仕事量が小さくなるため、動的エネ
ルギー吸収量が低く、耐衝突安全性の向上が達成できな
いとともに、くびれ抑制効果が不足し、高い引張強さ×
全伸びを得ることができない。一方、残留オ−ステナイ
トの占積率が５０％超ではわずかな成形加工歪みにより
連鎖的な加工誘起マルテンサイト変態が起こり、引張強
さ×全伸びの向上が果たせず、かえって打ち抜き時の顕
著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化をもたらし、さらに
たとえ部材に成形できたとしても成形後の部材が衝突変
形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮することができ
ない。
に歪を受けることにより非常に硬いマルテンサイトへ変
態するため、加工硬化指数を高める作用やくびれを抑制
して成形性を高める作用を有している。その占積率が５
％未満では、成形後の部材が衝突変形を受けた際に優れ
た加工硬化能を発揮することができず、変形荷重が低い
レベルに留まり変形仕事量が小さくなるため、動的エネ
ルギー吸収量が低く、耐衝突安全性の向上が達成できな
いとともに、くびれ抑制効果が不足し、高い引張強さ×
全伸びを得ることができない。一方、残留オ−ステナイ
トの占積率が５０％超ではわずかな成形加工歪みにより
連鎖的な加工誘起マルテンサイト変態が起こり、引張強
さ×全伸びの向上が果たせず、かえって打ち抜き時の顕
著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化をもたらし、さらに
たとえ部材に成形できたとしても成形後の部材が衝突変
形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮することができ
ない。
【００２９】また、残留オ−ステナイトの占積率が５％
〜５０％を満たしていても、その平均結晶粒径が５μｍ
超になると、鋼中に残留オ−ステナイトを微細分散させ
ることができないため、上記残留オ−ステナイトの特性
向上作用が局所的に留まり、上記諸特性を満たすことが
できなくなり、耐衝突安全性及び成形性の両立が不可能
となる。
〜５０％を満たしていても、その平均結晶粒径が５μｍ
超になると、鋼中に残留オ−ステナイトを微細分散させ
ることができないため、上記残留オ−ステナイトの特性
向上作用が局所的に留まり、上記諸特性を満たすことが
できなくなり、耐衝突安全性及び成形性の両立が不可能
となる。
【００３０】さらに好ましくは、残留オ−ステナイトの
Ｃ濃度を０．９％〜１．８％とし、変形に対して残留オ
−ステナイトが適度な安定性を持つ様、作用させること
が望ましい。
Ｃ濃度を０．９％〜１．８％とし、変形に対して残留オ
−ステナイトが適度な安定性を持つ様、作用させること
が望ましい。
【００３１】Ｃ濃度が０．９％未満では、プレス成形時
にわずかな歪みで硬いマルテンサイトに変態し易くなる
ため、引張強さ×全伸びの向上が果たせず、かえって打
ち抜き時の顕著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化をもた
らし、さらにたとえ部材に成形できたとしても成形後の
部材が衝突変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮す
ることが困難となる。一方、Ｃ濃度が１．８％超では、
プレス成形時に逆にマルテンサイト変態し難くなるた
め、一様伸び低下に起因した成形性の悪化とともに、成
形後に部材が衝突変形を受けた際の加工硬化能の低下を
もたらす。
にわずかな歪みで硬いマルテンサイトに変態し易くなる
ため、引張強さ×全伸びの向上が果たせず、かえって打
ち抜き時の顕著な硬化に起因する穴拡げ比の劣化をもた
らし、さらにたとえ部材に成形できたとしても成形後の
部材が衝突変形を受けた際に優れた加工硬化能を発揮す
ることが困難となる。一方、Ｃ濃度が１．８％超では、
プレス成形時に逆にマルテンサイト変態し難くなるた
め、一様伸び低下に起因した成形性の悪化とともに、成
形後に部材が衝突変形を受けた際の加工硬化能の低下を
もたらす。
【００３２】なお、残留オ−ステナイトの存在位置に関
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪を受けるた
め、フェライトに隣接していない残留オ−ステナイトは
歪を受け難く、その結果５〜１０％程度の変形ではマル
テンサイトへ変態し難くなり、その効果が薄れるため、
残留オ−ステナイトはフェライトに隣接することが好ま
しい。
しては、軟質なフェライトが主に変形時の歪を受けるた
め、フェライトに隣接していない残留オ−ステナイトは
歪を受け難く、その結果５〜１０％程度の変形ではマル
テンサイトへ変態し難くなり、その効果が薄れるため、
残留オ−ステナイトはフェライトに隣接することが好ま
しい。
【００３３】フェライトはその占積率が５０％以上でか
つその平均円相当径が１０μｍ以下とする。
つその平均円相当径が１０μｍ以下とする。
【００３４】フェライトは構成組織の中で最も軟質な組
織であるため、降伏強さ×加工硬化指数及び降伏比を決
定する重要な因子である。上記規制値を外れるとフェラ
イト以外の硬質相の悪影響が強まることに主に起因し
て、降伏強さ×加工硬化指数≧７０かつ降伏比≦８５
（％）を達成することができず、耐衝突安全性及び成形
性の点から不適となる。さらにフェライトの占積率増と
細粒化により、未変態オ−ステナイトのＣ濃度が増加し
微細分散化するため、未変態オ−ステナイトから生成す
るマルテンサイト及び残部組織の微細化と残留オ−ステ
ナイトの占積率増・微細化に有効に作用し、耐衝突安全
性及び成形性の向上に寄与する。好ましくはフェライト
占積率が７０％以上でかつその平均円相当径が６μｍ以
下が望ましい。
織であるため、降伏強さ×加工硬化指数及び降伏比を決
定する重要な因子である。上記規制値を外れるとフェラ
イト以外の硬質相の悪影響が強まることに主に起因し
て、降伏強さ×加工硬化指数≧７０かつ降伏比≦８５
（％）を達成することができず、耐衝突安全性及び成形
性の点から不適となる。さらにフェライトの占積率増と
細粒化により、未変態オ−ステナイトのＣ濃度が増加し
微細分散化するため、未変態オ−ステナイトから生成す
るマルテンサイト及び残部組織の微細化と残留オ−ステ
ナイトの占積率増・微細化に有効に作用し、耐衝突安全
性及び成形性の向上に寄与する。好ましくはフェライト
占積率が７０％以上でかつその平均円相当径が６μｍ以
下が望ましい。
【００３５】マルテンサイトはその占積率を３％〜３０
％とし、かつ、その平均結晶粒径を５μｍ以下とする。
％とし、かつ、その平均結晶粒径を５μｍ以下とする。
【００３６】マルテンサイトは硬質であり、主に周囲の
フェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の
低減や加工硬化指数の向上に寄与するが、上記規制を満
たすことにより、鋼中に微細マルテンサイトを分散させ
ることができ、その特性向上作用が鋼板全体に及ぶよう
になる。さらに鋼中に微細マルテンサイトが分散するこ
とにより硬いマルテンサイトの悪影響である穴拡げ比の
劣化や引張強さ×全伸びの劣化を回避することができ
る。従って、より好ましい特性レベルである加工硬化指
数≧０．１６、降伏強さ×加工硬化指数≧８０、降伏比
≦７５（％）を達成できるとともに、引張強さ×全伸び
≧２００００かつ穴拡げ比≧１．２の達成が可能とな
り、耐衝突安全性及び成形性を両立させることができ
る。
フェライトに可動転位を発生させることにより降伏比の
低減や加工硬化指数の向上に寄与するが、上記規制を満
たすことにより、鋼中に微細マルテンサイトを分散させ
ることができ、その特性向上作用が鋼板全体に及ぶよう
になる。さらに鋼中に微細マルテンサイトが分散するこ
とにより硬いマルテンサイトの悪影響である穴拡げ比の
劣化や引張強さ×全伸びの劣化を回避することができ
る。従って、より好ましい特性レベルである加工硬化指
数≧０．１６、降伏強さ×加工硬化指数≧８０、降伏比
≦７５（％）を達成できるとともに、引張強さ×全伸び
≧２００００かつ穴拡げ比≧１．２の達成が可能とな
り、耐衝突安全性及び成形性を両立させることができ
る。
【００３７】マルテンサイトの占積率が３％未満では、
降伏比が高くなるとともに加工硬化指数が低下する。一
方、マルテンサイトの占積率が３０％超では、降伏比が
高くなるとともに加工硬化指数が低下し、さらに引張強
さ×全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。
降伏比が高くなるとともに加工硬化指数が低下する。一
方、マルテンサイトの占積率が３０％超では、降伏比が
高くなるとともに加工硬化指数が低下し、さらに引張強
さ×全伸びや穴拡げ比の劣化が起こる。
【００３８】また、マルテンサイトはその占積率が３％
〜３０％の範囲内にあっても、その平均結晶粒径が５μ
ｍ超であると、鋼中にマルテンサイトを微細分散させる
ことができないため、上記マルテンサイトの特性向上作
用が局所的に留まるとともに逆に上記マルテンサイトの
悪影響が強まり、上記諸特性を満たすことができなくな
り、耐衝突安全性及び成形性の両立が不可能となる。
〜３０％の範囲内にあっても、その平均結晶粒径が５μ
ｍ超であると、鋼中にマルテンサイトを微細分散させる
ことができないため、上記マルテンサイトの特性向上作
用が局所的に留まるとともに逆に上記マルテンサイトの
悪影響が強まり、上記諸特性を満たすことができなくな
り、耐衝突安全性及び成形性の両立が不可能となる。
【００３９】残部組織はその平均円相当径が１０μｍ超
となると上記残留γやマルテンサイトによる特性向上効
果を阻害するため、１０μｍ以下（好ましくは６μｍ以
下）とする。残部組織の種類はパーライト、ベイナイト
等の１種あるいは２種以上の組合せでよい。
となると上記残留γやマルテンサイトによる特性向上効
果を阻害するため、１０μｍ以下（好ましくは６μｍ以
下）とする。残部組織の種類はパーライト、ベイナイト
等の１種あるいは２種以上の組合せでよい。
【００４０】次に、化学成分の規制値とその制限理由を
説明する。
説明する。
【００４１】Ｃは残留オ−ステナイトの確保のために、
０．０３重量％以上添加するが、スポット溶接性不良に
よる耐衝突安全性劣化を防止する観点から、その添加上
限を０．３重量％以下とする。すなわち、耐衝突安全用
の部材においてはスポット溶接が使用されることが多い
が、０．３重量％を越えるＣを含有している場合、衝突
時に接合部が容易に剥離を起こし、耐衝突安全用部材と
して用をなさなくなるのである。
０．０３重量％以上添加するが、スポット溶接性不良に
よる耐衝突安全性劣化を防止する観点から、その添加上
限を０．３重量％以下とする。すなわち、耐衝突安全用
の部材においてはスポット溶接が使用されることが多い
が、０．３重量％を越えるＣを含有している場合、衝突
時に接合部が容易に剥離を起こし、耐衝突安全用部材と
して用をなさなくなるのである。
【００４２】Ｓｉ、Ａｌはオ−ステナイトを残留させる
ための必須元素であり、フェライトの生成を促進し、炭
化物の生成を抑制することにより、残留オ−ステナイト
を確保する作用があると同時に脱酸元素・強化元素とし
ても作用する。上記観点から、ＳｉとＡｌの内の１種も
しくは２種の合計添加下限量は０．５重量％以上とする
必要がある。ただし、Ｓｉ、Ａｌを過度に添加しても上
記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その合
計添加上限量は５．０重量％以下とする。
ための必須元素であり、フェライトの生成を促進し、炭
化物の生成を抑制することにより、残留オ−ステナイト
を確保する作用があると同時に脱酸元素・強化元素とし
ても作用する。上記観点から、ＳｉとＡｌの内の１種も
しくは２種の合計添加下限量は０．５重量％以上とする
必要がある。ただし、Ｓｉ、Ａｌを過度に添加しても上
記効果は飽和し、かえって鋼を脆化させるため、その合
計添加上限量は５．０重量％以下とする。
【００４３】また、特に優れた表面性状が要求される場
合は、Ｓｉ＜０．１重量％とすることにより、Ｓｉスケ
−ルを回避するか、逆にＳｉ≧１．０重量％とすること
により、Ｓｉスケ−ルを全面に発生させ目立たなくする
ことが望ましい。
合は、Ｓｉ＜０．１重量％とすることにより、Ｓｉスケ
−ルを回避するか、逆にＳｉ≧１．０重量％とすること
により、Ｓｉスケ−ルを全面に発生させ目立たなくする
ことが望ましい。
【００４４】Ｍｎはオーステナイトを安定化して残留γ
を確保する作用があるとともに強化元素である。上記観
点から、Ｍｎの添加下限量は０．３重量％以上とする必
要がある。ただし、Ｍｎを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ず
るため、Ｍｎの添加上限量は３．０重量％以下とする。
を確保する作用があるとともに強化元素である。上記観
点から、Ｍｎの添加下限量は０．３重量％以上とする必
要がある。ただし、Ｍｎを過度に添加しても上記効果は
飽和し、かえってフェライト変態抑制等の悪影響を生ず
るため、Ｍｎの添加上限量は３．０重量％以下とする。
【００４５】Ｐは残留オ−ステナイトの確保に効果があ
るが、２次加工性、靭性、スポット溶接性、リサイクル
性の劣化防止の観点から、Ｓは硫化物系介在物による成
形性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観
点から、その含有量はＰ≦０．２％（好ましくは≦０．
０２％）、Ｓ≦０．０２％（好ましくは≦０．００３
％）とする。
るが、２次加工性、靭性、スポット溶接性、リサイクル
性の劣化防止の観点から、Ｓは硫化物系介在物による成
形性（特に穴拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観
点から、その含有量はＰ≦０．２％（好ましくは≦０．
０２％）、Ｓ≦０．０２％（好ましくは≦０．００３
％）とする。
【００４６】Ｃａは硫化物系介在物の形態制御（球状
化）により、成形性（特に穴拡げ比）をより向上させる
ために０．０００５重量％以上添加するが、効果の飽和
さらには介在物の増加による逆効果（穴拡げ比の劣化）
の点からその上限を０．０１重量％とする。また、ＲＥ
Ｍも同様の理由からその添加量を０．００５〜０．０５
重量％とする。
化）により、成形性（特に穴拡げ比）をより向上させる
ために０．０００５重量％以上添加するが、効果の飽和
さらには介在物の増加による逆効果（穴拡げ比の劣化）
の点からその上限を０．０１重量％とする。また、ＲＥ
Ｍも同様の理由からその添加量を０．００５〜０．０５
重量％とする。
【００４７】以上が本発明における成分の添加理由であ
るが、強度確保、細粒化を目的にＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種または２種以上添加して
もよい。
るが、強度確保、細粒化を目的にＮｂ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｃ
ｕ、Ｎｉ、Ｖ、Ｂ、Ｍｏを１種または２種以上添加して
もよい。
【００４８】Ｎｂ、Ｔｉ、Ｂについては、その添加量が
０．２％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困
難となるとともにコストが増大するため、上限をそれぞ
れ０．２％とすることが好ましい。
０．２％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困
難となるとともにコストが増大するため、上限をそれぞ
れ０．２％とすることが好ましい。
【００４９】Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏについては、その添加量が
１．０％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困
難となるとともにコストが増大するため、上限をそれぞ
れ１．０％とすることが好ましい。
１．０％を越えると本発明のミクロ組織を得ることが困
難となるとともにコストが増大するため、上限をそれぞ
れ１．０％とすることが好ましい。
【００５０】また、Ｃｕ、Ｎｉはミクロ組織に与える影
響は少ないが、固溶硬化により成形性が損なわれる恐れ
があるので、それぞれ１．０％以下にすることが好まし
い。
響は少ないが、固溶硬化により成形性が損なわれる恐れ
があるので、それぞれ１．０％以下にすることが好まし
い。
【００５１】次に、熱延鋼板の製造条件規制値とその制
限理由を説明する。
限理由を説明する。
【００５２】第一に、熱間圧延における仕上温度は７６
０℃〜９２０℃とする。７６０℃未満では加工フェライ
トが生成し、加工硬化能や成形性を劣化させる。９２０
℃超ではフェライト占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平
均結晶粒径の粗大化が起こる。図８は耐衝突安全性の指
標である加工硬化指数に及ぼす仕上温度の影響を示した
ものである。仕上温度の低下により加工硬化指数が向上
しており、７６０℃〜９２０℃の範囲ではより低い温度
が好ましい。
０℃〜９２０℃とする。７６０℃未満では加工フェライ
トが生成し、加工硬化能や成形性を劣化させる。９２０
℃超ではフェライト占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平
均結晶粒径の粗大化が起こる。図８は耐衝突安全性の指
標である加工硬化指数に及ぼす仕上温度の影響を示した
ものである。仕上温度の低下により加工硬化指数が向上
しており、７６０℃〜９２０℃の範囲ではより低い温度
が好ましい。
【００５３】第二に、熱間圧延における初期鋼片厚は２
５ｍｍ以上とする。なお、鋼片の製造に際しては一般的
な連続鋳造のみならず、いわゆる薄肉連続鋳造の適用も
可能である。また、熱延連続化技術（いわゆるエンドレ
ス圧延）の適用も可能である。２５ｍｍ未満ではフェラ
イト占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平均結晶粒径の粗
大化が起こる。
５ｍｍ以上とする。なお、鋼片の製造に際しては一般的
な連続鋳造のみならず、いわゆる薄肉連続鋳造の適用も
可能である。また、熱延連続化技術（いわゆるエンドレ
ス圧延）の適用も可能である。２５ｍｍ未満ではフェラ
イト占積率の低下や鋼板ミクロ組織の平均結晶粒径の粗
大化が起こる。
【００５４】第三に、熱間圧延における最終パス圧延速
度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００ｍｐｍ以上）
とする。５００ｍｐｍ未満ではフェライト占積率の低下
や薄鋼板ミクロ組織の平均結晶粒径の粗大化が起こる。
度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００ｍｐｍ以上）
とする。５００ｍｐｍ未満ではフェライト占積率の低下
や薄鋼板ミクロ組織の平均結晶粒径の粗大化が起こる。
【００５５】第四に、ホットランテーブルにおける冷却
は７００℃以下の平均冷却速度を２５℃／秒以上とす
る。２５℃／秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。
７００℃超の冷却については特に規定しないが、鋼板ミ
クロ組織の微細化やフェライト占積率の増大を狙って、
「仕上温度〜７５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以
上とする」、「７５０℃〜７００℃の平均冷却速度を
２５℃／秒未満とする」を単独ないしは複合して行うこ
とが好ましい。
は７００℃以下の平均冷却速度を２５℃／秒以上とす
る。２５℃／秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。
７００℃超の冷却については特に規定しないが、鋼板ミ
クロ組織の微細化やフェライト占積率の増大を狙って、
「仕上温度〜７５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以
上とする」、「７５０℃〜７００℃の平均冷却速度を
２５℃／秒未満とする」を単独ないしは複合して行うこ
とが好ましい。
【００５６】第五に、巻取温度は５００℃以下とする。
５００℃超では残留γ占積率の低下が起こる。マルテン
サイトを得たい場合は３５０℃以下とする。図９は耐衝
突安全性の指標である加工硬化指数に及ぼす巻取温度の
影響を示したものである。巻取温度の低下により加工硬
化指数が向上しており、５００℃以下ではより低い温度
が好ましい。
５００℃超では残留γ占積率の低下が起こる。マルテン
サイトを得たい場合は３５０℃以下とする。図９は耐衝
突安全性の指標である加工硬化指数に及ぼす巻取温度の
影響を示したものである。巻取温度の低下により加工硬
化指数が向上しており、５００℃以下ではより低い温度
が好ましい。
【００５７】次に、冷延鋼板の製造条件規制値とその制
限理由を説明する。
限理由を説明する。
【００５８】冷延鋼板を製造するに際しては、連続焼鈍
条件が最も重要であり、特に熱間圧延、熱間圧延後の酸
洗、冷間圧延の各条件を規制する必要はない。ただし、
ミクロ組織の微細分散化の観点から熱間圧延における最
終パス圧延速度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００
ｍｐｍ以上）とすることが好ましい。
条件が最も重要であり、特に熱間圧延、熱間圧延後の酸
洗、冷間圧延の各条件を規制する必要はない。ただし、
ミクロ組織の微細分散化の観点から熱間圧延における最
終パス圧延速度は５００ｍｐｍ以上（好ましくは６００
ｍｐｍ以上）とすることが好ましい。
【００５９】また、焼鈍後に必要に応じ、調質圧延、電
気めっき等を施しても良い。
気めっき等を施しても良い。
【００６０】以下に連続焼鈍条件規制値とその制限理由
を説明する。
を説明する。
【００６１】第１に、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲におい
て、１０秒以上保持することが必要である。Ａｃ1未満
ではオ−ステナイトが生成しないため、その後、残留オ
−ステナイトを得る事ができず、Ａｃ3超では粗大なオ
−ステナイトの単相組織となるため、その後、所望のミ
クロ組織構成を得る事ができない。また、１０秒未満で
はオ−ステナイトの生成量が不足するため、その後、所
望の残留オ−ステナイトを得る事ができない。なお、滞
在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織の粗大化を避
ける観点から２００秒以下が好ましい。
て、１０秒以上保持することが必要である。Ａｃ1未満
ではオ−ステナイトが生成しないため、その後、残留オ
−ステナイトを得る事ができず、Ａｃ3超では粗大なオ
−ステナイトの単相組織となるため、その後、所望のミ
クロ組織構成を得る事ができない。また、１０秒未満で
はオ−ステナイトの生成量が不足するため、その後、所
望の残留オ−ステナイトを得る事ができない。なお、滞
在時間の上限は設備の長大化、ミクロ組織の粗大化を避
ける観点から２００秒以下が好ましい。
【００６２】第２に、７００℃〜５００℃の平均冷却速
度を１０℃／秒以上とすることが必要である。１０℃／
秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。その上限は特
に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、３
００℃／秒が好ましい。
度を１０℃／秒以上とすることが必要である。１０℃／
秒未満では残留γ占積率の低下が起こる。その上限は特
に設けるものではないが、冷却時の温度制御性から、３
００℃／秒が好ましい。
【００６３】第３に、５００℃以下の温度範囲におい
て、３０秒以上保持することが必要である。保持温度が
５００℃超、保持時間が３０秒未満では所望の残留γを
得る事ができない。マルテンサイトを得たい場合は保持
温度を３５０℃以下とする。なお、設備の長大化を避
け、過度の低温変態生成物の生成による残留オ−ステナ
イトの低減を抑制する観点から、保持時間の上限は６０
０秒未満が好ましい。
て、３０秒以上保持することが必要である。保持温度が
５００℃超、保持時間が３０秒未満では所望の残留γを
得る事ができない。マルテンサイトを得たい場合は保持
温度を３５０℃以下とする。なお、設備の長大化を避
け、過度の低温変態生成物の生成による残留オ−ステナ
イトの低減を抑制する観点から、保持時間の上限は６０
０秒未満が好ましい。
【００６４】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼を鋳造して得
た鋼片を用いて、鋼番１〜１５、鋼番２３〜２４につい
ては、表２に示す製造条件で熱延鋼板を製造し、鋼番１
６〜２２については表２に示す製造条件で得られた熱延
鋼板をさらに表３に示す製造条件により冷延鋼板を製造
した。
た鋼片を用いて、鋼番１〜１５、鋼番２３〜２４につい
ては、表２に示す製造条件で熱延鋼板を製造し、鋼番１
６〜２２については表２に示す製造条件で得られた熱延
鋼板をさらに表３に示す製造条件により冷延鋼板を製造
した。
【００６５】
【表１】
【００６６】
【表２】
【００６７】
【表３】 得られた鋼板の最終製品板厚は鋼番１〜４、鋼番２３〜
２４が１．８ｍｍ、鋼番５〜６が１．４ｍｍ、鋼番７〜
１０が２．２ｍｍ、鋼番１１〜１５が１．２ｍｍ、鋼番
１６〜２２が１．０ｍｍである。なお、得られた鋼板の
ミクロ組織を表４に、鋼板の耐衝突安全性及び成形性を
表５に示す。表１〜表５において、本発明例が鋼番１〜
７、鋼番１１〜１２、鋼番１５〜１７及び鋼番２３〜２
４であり、比較例が鋼番８〜１０、鋼番１３〜１４及び
鋼番１８〜２２である。
２４が１．８ｍｍ、鋼番５〜６が１．４ｍｍ、鋼番７〜
１０が２．２ｍｍ、鋼番１１〜１５が１．２ｍｍ、鋼番
１６〜２２が１．０ｍｍである。なお、得られた鋼板の
ミクロ組織を表４に、鋼板の耐衝突安全性及び成形性を
表５に示す。表１〜表５において、本発明例が鋼番１〜
７、鋼番１１〜１２、鋼番１５〜１７及び鋼番２３〜２
４であり、比較例が鋼番８〜１０、鋼番１３〜１４及び
鋼番１８〜２２である。
【００６８】
【表４】
【００６９】
【表５】 本発明例では比較例を格段に越える優れた耐衝突安全性
（加工硬化指数≧０．１３、降伏強さ×加工硬化指数≧
７０）及び成形性（降伏比≦８５（％）、引張強さ×全
伸び≧２００００（ＭＰａ・％）、穴拡げ比≧１．２）
を兼備した自動車用高強度鋼板が得られている。なお、
本発明例はスポット溶接性もたがね試験において剥離破
断がなく、良好であった。
（加工硬化指数≧０．１３、降伏強さ×加工硬化指数≧
７０）及び成形性（降伏比≦８５（％）、引張強さ×全
伸び≧２００００（ＭＰａ・％）、穴拡げ比≧１．２）
を兼備した自動車用高強度鋼板が得られている。なお、
本発明例はスポット溶接性もたがね試験において剥離破
断がなく、良好であった。
【００７０】ミクロ組織は以下の方法で評価した。
【００７１】フェライト、マルテンサイト及び残部組織
の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相
当径）と占積率の測定はナイタ−ル試薬及び特開昭５９
−２１９４７３に開示された試薬により鋼板圧延方向断
面を腐食した倍率１０００倍の光学顕微鏡写真により行
った。
の同定、存在位置の観察、及び平均結晶粒径（平均円相
当径）と占積率の測定はナイタ−ル試薬及び特開昭５９
−２１９４７３に開示された試薬により鋼板圧延方向断
面を腐食した倍率１０００倍の光学顕微鏡写真により行
った。
【００７２】残留オーステナイトの平均円相当径は特願
平３−３５１２０９で開示された試薬により圧延方向断
面を腐食し、倍率１０００倍の光学顕微鏡写真より求め
た。また、同写真によりその存在位置を観察した。
平３−３５１２０９で開示された試薬により圧延方向断
面を腐食し、倍率１０００倍の光学顕微鏡写真より求め
た。また、同写真によりその存在位置を観察した。
【００７３】残留オーステナイト占積率（Ｖγ：単位は
％）はＭｏ−Ｋα線によるＸ線解析で次式に従い、算出
した。
％）はＭｏ−Ｋα線によるＸ線解析で次式に従い、算出
した。
【００７４】Ｖγ＝（２／３）｛１００／（０．７×α
（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１０
０／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ 但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ
（３１１）は面強度を示す。
（２１１）／γ（２２０）＋１）｝＋（１／３）｛１０
０／（０．７８×α（２１１）／γ（３１１）＋１）｝ 但し、α（２１１）、γ（２２０）、α（２１１）、γ
（３１１）は面強度を示す。
【００７５】残留γのＣ濃度（Ｃγ：単位は％）はＣｕ
−Ｋα線によるＸ線解析でオ−ステナイトの（２００）
面、（２２０）面、（３１１）面の反射角から格子定数
（単位はオングストロ−ム）を求め、次式に従い、算出
した。
−Ｋα線によるＸ線解析でオ−ステナイトの（２００）
面、（２２０）面、（３１１）面の反射角から格子定数
（単位はオングストロ−ム）を求め、次式に従い、算出
した。
【００７６】 Ｃγ＝（格子定数−３．５７２）／０．０３３ 特性評価は以下の方法で実施した。
【００７７】引張試験はＪＩＳ５号（標点距離５０ｍ
ｍ、平行部幅２５ｍｍ）を用い引張速度１０ｍｍ／分で
実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、全伸び
（Ｔ．Ｅｌ）、一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）、局部伸び（Ｌ．
Ｅｌ）、加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求
め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×
１００）、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。
ｍ、平行部幅２５ｍｍ）を用い引張速度１０ｍｍ／分で
実施し、引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、全伸び
（Ｔ．Ｅｌ）、一様伸び（Ｕ．Ｅｌ）、局部伸び（Ｌ．
Ｅｌ）、加工硬化指数（歪５％〜１０％のｎ値）を求
め、ＹＳ×加工硬化指数、降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ×
１００）、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。
【００７８】伸びフランジ性は２０ｍｍの打ち抜き穴を
バリのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ
0、２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ0）を求めた。
バリのない面から３０度円錐ポンチで押し拡げ、クラッ
クが板厚を貫通した時点での穴径（ｄ）と初期穴径（ｄ
0、２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ／ｄ0）を求めた。
【００７９】スポット溶接性は鋼板板厚の平方根の５倍
の先端径を有する電極によりチリ発生電流の０．９倍の
電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断させ
た時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
の先端径を有する電極によりチリ発生電流の０．９倍の
電流で接合したスポット溶接試験片をたがねで破断させ
た時にいわゆる剥離破断を生じたら不適とした。
【００８０】
【発明の効果】本発明により従来にない優れた耐衝突安
全性及び成形性を兼備した自動車用高強度鋼板を低コス
トかつ安定的に提供することが可能となったため、高強
度鋼板の使用用途・使用条件が格段に広がり、工業上、
経済上の効果は非常に大きい。
全性及び成形性を兼備した自動車用高強度鋼板を低コス
トかつ安定的に提供することが可能となったため、高強
度鋼板の使用用途・使用条件が格段に広がり、工業上、
経済上の効果は非常に大きい。
【図１】鋼板の加工硬化指数と動的エネルギー吸収量と
の関係を示す図である。
の関係を示す図である。
【図２】鋼板の降伏強さ×加工硬化指数と動的エネルギ
ー吸収量（Ｊ）との関係を示す図である。
ー吸収量（Ｊ）との関係を示す図である。
【図３】降伏強さが５００ＭＰａである鋼板の変形歪み
（％）とｎ値との関係を示す図である。
（％）とｎ値との関係を示す図である。
【図４】加工硬化指数と引張強さ（ＴＳ）×全伸び
（Ｔ．Ｅｌ）（ＭＰａ・％）との関係を示す図である。
（Ｔ．Ｅｌ）（ＭＰａ・％）との関係を示す図である。
【図５】衝撃圧壊試験方法に用いられる部品（ハットモ
デル）の概観図である。
デル）の概観図である。
【図６】試験片形状の断面図である。
【図７】衝撃圧壊試験方法の模式図である。
【図８】巻取温度：４５０（℃）の時の仕上温度（℃）
と加工硬化指数との関係を示す図である。
と加工硬化指数との関係を示す図である。
【図９】仕上温度：８８０（℃）の時の巻取温度（℃）
と加工硬化指数との関係を示す図である。
と加工硬化指数との関係を示す図である。
１ 天板 ２ 試験片 ３ スポット溶接 ４ 落錘 ５ 架台 ６ ショック・アブソーバー
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｃ２１Ｄ 9/46 Ｓ // Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06
Claims (9)
- 【請求項１】 鋼板のミクロ組織として、残留オ−ステ
ナイトの占積率が５％〜５０％であり、且つ該残留オ−
ステナイトの平均結晶粒径が５μｍ以下であり、鋼板特
性として、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が８５
％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡げ比
が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び
成形性に優れた自動車用高強度鋼板。 - 【請求項２】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、Ｓｉ、Ａｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミクロ組
織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％〜５０％
であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均Ｃ濃
度が０．９重量％〜１．８重量％であり、鋼板の特性と
して、加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が８５％以
下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡げ比が
１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び成
形性に優れた自動車用高強度鋼板。 - 【請求項３】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミクロ組
織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％〜５０％
であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均Ｃ濃
度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェライトの
占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均結晶粒径
が１０μｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒径が１０
μｍ以下であり、鋼板の特性として、加工硬化指数が
０．１３以上、降伏強さ×加工硬化指数が７０以上、降
伏比が８５％以下、引張強さ×全伸びが２００００以
上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする耐衝
突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板。 - 【請求項４】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミクロ組
織として、残留オ−ステナイトの占積率が５％〜５０％
であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であり、且つ該残留オ−ステナイトの平均Ｃ濃
度が０．９重量％〜１．８重量％であり、フェライトの
占積率が５０％以上、且つ該フェライトの平均結晶粒径
が１０μｍ以下であり、マルテンサイトの占積率が３％
〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５μ
ｍ以下であり、残部組織の平均結晶粒径が１０μｍ以下
であり、鋼板の特性として、加工硬化指数が０．１６以
上、降伏強さ×加工硬化指数が８０以上、降伏比が７５
％以下、引張強さ×全伸びが２００００以上、穴拡げ比
が１．２以上であることを特徴とする耐衝突安全性及び
成形性に優れた自動車用高強度鋼板。 - 【請求項５】 さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
重量％又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む
ことを特徴とする請求項２〜請求項４の内のいずれか１
つに記載の耐衝突安全性及び成形性に優れた高強度鋼
板。 - 【請求項６】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％又は
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を、初
期鋼片厚が２５ｍｍ以上、仕上温度が７６０℃〜９２０
℃、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上で熱間圧延を
行い、その後、ランアウトテーブルにおける７００℃以
下の平均冷却速度が２５℃／秒以上で冷却を行い、さら
に、５００℃以下で巻取を行うことを特徴とする請求項
１〜３、５の内のいずれか１つに記載の耐衝突安全性及
び成形性に優れた自動車用熱延高強度鋼の製造方法。 - 【請求項７】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％又は
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を、仕
上温度が７６０℃〜９２０℃、初期鋼片厚が２５ｍｍ以
上、最終パス圧延速度が５００ｍｐｍ以上の熱間圧延を
行い、その後、ホットランテーブルにおいて、７００℃
以下の平均冷却速度を２５℃／秒以上とする冷却を行
い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うことを特徴とす
る請求項４または５に記載の耐衝突安全性及び成形性に
優れた自動車用熱延高強度鋼板の製造方法。 - 【請求項８】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％又は
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を、熱
間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際に
おいて、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持し、７０
０℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以上の冷却
を行い、５００℃以下の温度で３０秒以上保持すること
を特徴とする請求項１〜３、５の内のいずれか１つに記
載の耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用冷延高強
度鋼板の製造方法。 - 【請求項９】 化学成分として、Ｃ：０．０３〜０．３
重量％、Ｍｎ：０．３〜３．０重量％、ＳｉとＡｌの内
の１種もしくは２種の合計量が０．５重量％〜５．０重
量％、Ｐ≦０．２重量％、Ｓ≦０．０２重量％を含み、
残部はＦｅ及び不可避的成分からからなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％又は
ＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片を、熱
間圧延、酸洗、冷間圧延し、その後、連続焼鈍する際に
おいて、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度で１０秒以上保持し、７０
０℃〜５００℃の平均冷却速度が１０℃／秒以上の冷却
を行い、３５０℃以下の温度で３０秒以上保持すること
を特徴とする請求項４または５に記載の耐衝突安全性及
び成形性に優れた自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (18)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22300597A JPH1161326A (ja) | 1997-08-06 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
| AU50679/98A AU711873B2 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High-strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
| CA002273334A CA2273334C (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
| TW086117962A TW384313B (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High strength steels having high impact energy absorption properties and a method for producing the same |
| KR1019997004657A KR100318213B1 (ko) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | 높은 동적 변형 저항을 가진 고 강도 강 시트 및 그 제조 방법 |
| PCT/JP1997/004359 WO1998023785A1 (fr) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | Plaque d'acier a haute resistance mecanique dotee d'une forte resistance a la deformation dynamique et procede de fabrication correspondant |
| EP97913471.5A EP0952235B2 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | Method for producing high-strength steels having high impact energy absorption properties |
| CN97180921A CN1078623C (zh) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | 具有高冲击能量吸收性能的高强度钢及其生产方法 |
| EP10181458A EP2314730B1 (en) | 1996-11-28 | 1997-11-28 | High-strength steels having high impact energy absorption properties. |
| CA002278841A CA2278841C (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same |
| KR1019997006826A KR100334948B1 (ko) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | 높은 동적 변형저항을 가진 우수한 가공성 고강도 강판 및 그제조방법 |
| US09/355,435 US6544354B1 (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | High-strength steel sheet highly resistant to dynamic deformation and excellent in workability and process for the production thereof |
| EP10181439A EP2312008B1 (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | High-strength steels having high impact energy absorption properties. |
| PCT/JP1998/000272 WO1998032889A1 (fr) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | Tole d'acier a haute resistance mecanique, tres resistante a la deformation dynamique et d'une excellente ouvrabilite, et son procede de fabrication |
| AU55767/98A AU716203B2 (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for production the same |
| EP98900718.2A EP0974677B2 (en) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | A method for producing high strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties |
| CN98802157A CN1072272C (zh) | 1997-01-29 | 1998-01-23 | 冲击能吸收特性和成形良好的高强度钢板及其制造方法 |
| TW087101096A TW349126B (en) | 1997-01-29 | 1998-01-26 | High strength steels having excellent formability and high impact energy absorption properties, and a method for producing the same |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22300597A JPH1161326A (ja) | 1997-08-06 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161326A true JPH1161326A (ja) | 1999-03-05 |
Family
ID=16791339
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22300597A Withdrawn JPH1161326A (ja) | 1996-11-28 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性及び成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH1161326A (ja) |
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| WO2013005670A1 (ja) | 2011-07-06 | 2013-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 溶融めっき冷延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013005618A1 (ja) | 2011-07-06 | 2013-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板 |
| WO2013005714A1 (ja) | 2011-07-06 | 2013-01-10 | 新日鐵住金株式会社 | 冷延鋼板の製造方法 |
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| KR20160080216A (ko) * | 2014-12-26 | 2016-07-07 | 주식회사 포스코 | 변형유기 변태를 이용한 초경량 샌드위치 강판용 외판재 박판의 제조방법 및 샌드위치 강판 |
| WO2020080554A1 (ja) | 2018-10-19 | 2020-04-23 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2020179292A1 (ja) | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2020179295A1 (ja) | 2019-03-06 | 2020-09-10 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2021065346A1 (ja) | 2019-10-01 | 2021-04-08 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| KR20210056410A (ko) | 2018-10-19 | 2021-05-18 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2021153036A1 (ja) | 2020-01-27 | 2021-08-05 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2022044493A1 (ja) | 2020-08-27 | 2022-03-03 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| WO2022044492A1 (ja) | 2020-08-27 | 2022-03-03 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
| KR20220111724A (ko) | 2020-01-27 | 2022-08-09 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
| KR20220134776A (ko) | 2020-03-11 | 2022-10-05 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
| KR20230035624A (ko) | 2020-08-27 | 2023-03-14 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 열연 강판 |
-
1997
- 1997-08-06 JP JP22300597A patent/JPH1161326A/ja not_active Withdrawn
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