JPH1161327A - 耐衝突安全性と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
耐衝突安全性と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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- JPH1161327A JPH1161327A JP22300897A JP22300897A JPH1161327A JP H1161327 A JPH1161327 A JP H1161327A JP 22300897 A JP22300897 A JP 22300897A JP 22300897 A JP22300897 A JP 22300897A JP H1161327 A JPH1161327 A JP H1161327A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強
度鋼を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板のミクロ組織において、マルテンサ
イト占積率が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、鋼板の特性として加工
硬化指数が０．１３以上、降伏比が７５％以下、引張強
さ×全伸びが１８０００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と成形性に優れた自
動車用高強度鋼板。
度鋼を低コストかつ安定的に提供する。 【解決手段】 鋼板のミクロ組織において、マルテンサ
イト占積率が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、鋼板の特性として加工
硬化指数が０．１３以上、降伏比が７５％以下、引張強
さ×全伸びが１８０００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と成形性に優れた自
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
性と成形性を有する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
性と成形性を有する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
国内外で急速に拡大・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
国内外で急速に拡大・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。耐衝突安全性に優れた自
動車用鋼板及びその製造方法にかかわる従来技術として
特開平７−１８３７２が開示され、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さを高めること
が提案されているが、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降伏強さに
加工硬化分を加味することが必要であり、従来技術では
不十分である。
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。耐衝突安全性に優れた自
動車用鋼板及びその製造方法にかかわる従来技術として
特開平７−１８３７２が開示され、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さを高めること
が提案されているが、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降伏強さに
加工硬化分を加味することが必要であり、従来技術では
不十分である。
【０００４】さらに衝突安全用部材の成形に際しては、
優れた形状凍結性（降伏比≦７５％）、優れた張り出し
性（引張強さ×全伸び≧１８０００）、優れた伸びフラ
ンジ性（穴拡げ比≧１．２）を兼ね備えることが望まれ
ているが、優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立す
るものは見あたらないのが実情である。
優れた形状凍結性（降伏比≦７５％）、優れた張り出し
性（引張強さ×全伸び≧１８０００）、優れた伸びフラ
ンジ性（穴拡げ比≧１．２）を兼ね備えることが望まれ
ているが、優れた耐衝突安全性と優れた成形性を両立す
るものは見あたらないのが実情である。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記問題を解
決すべく考案されたもので、優れた耐衝突安全性と成形
性を有する自動車用高強度鋼及びその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
決すべく考案されたもので、優れた耐衝突安全性と成形
性を有する自動車用高強度鋼及びその製造方法を提供す
ることを目的とするものである。
【０００６】
【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。
【０００７】（１） 鋼板のミクロ組織において、マル
テンサイト占積率が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、鋼板の特性とし
て加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が７５％以下、
引張強さ×全伸びが１８０００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と成形性に優
れた自動車用高強度鋼板。
テンサイト占積率が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、鋼板の特性とし
て加工硬化指数が０．１３以上、降伏比が７５％以下、
引張強さ×全伸びが１８０００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と成形性に優
れた自動車用高強度鋼板。
【０００８】（２） 化学成分としてＣ：０．０３〜
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、
鋼板のミクロ組織において、マルテンサイト占積率が３
％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５
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、降伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが１
８０００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と成形性に優れた自動車用高強度鋼
板。
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、
鋼板のミクロ組織において、マルテンサイト占積率が３
％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５
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、降伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが１
８０００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と成形性に優れた自動車用高強度鋼
板。
【０００９】（３） 化学成分としてＣ：０．０３〜
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、
鋼板のミクロ組織において、マルテンサイト占積率が３
％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であり、フェライト占積率が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、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７５％以下、引張
強さ×全伸びが１８０００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と成形性に優れた
自動車用高強度鋼板。
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、
鋼板のミクロ組織において、マルテンサイト占積率が３
％〜３０％、且つ該マルテンサイトの平均結晶粒径が５
μｍ以下であり、フェライト占積率が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、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７５％以下、引張
強さ×全伸びが１８０００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と成形性に優れた
自動車用高強度鋼板。
【００１０】（４） さらに、Ｃａ：０．０００５〜
０．０１重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０
５重量％を含むことを特徴とする上記（２）及び（３）
のいずれかに記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動
車用高強度鋼板。
０．０１重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０
５重量％を含むことを特徴とする上記（２）及び（３）
のいずれかに記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動
車用高強度鋼板。
【００１１】（５） 化学成分としてＣ：０．０３〜
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％及び／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７６
０℃〜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℃〜３５０℃の平均冷却速度が２５℃／秒以上
で冷却を行い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うこと
を特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれか１つに
記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用熱延高強
度鋼板の製造方法。
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％及び／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７６
０℃〜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℃〜３５０℃の平均冷却速度が２５℃／秒以上
で冷却を行い、さらに、３５０℃以下で巻取を行うこと
を特徴とする上記（１）〜（４）の内のいずれか１つに
記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用熱延高強
度鋼板の製造方法。
【００１２】（６） 化学成分としてＣ：０．０３〜
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を
含む鋼片を熱間圧延、酸洗、冷延し、その後、連続焼鈍
するに際して、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲において、１０
秒以上保持し、７００℃〜３５０℃の平均冷却速度を１
０℃／秒以上とすることを特徴とする上記（１）〜
（４）の内のいずれか１つに記載の耐衝突安全性と成形
性に優れた自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さ
らに、Ｓｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が
０．０２重量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２
重量％、Ｃｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１
種以上を含み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼
片、或いは、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重
量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を
含む鋼片を熱間圧延、酸洗、冷延し、その後、連続焼鈍
するに際して、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲において、１０
秒以上保持し、７００℃〜３５０℃の平均冷却速度を１
０℃／秒以上とすることを特徴とする上記（１）〜
（４）の内のいずれか１つに記載の耐衝突安全性と成形
性に優れた自動車用冷延高強度鋼板の製造方法。
【００１３】
【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）
が基本的に重要であり、降伏強さと加工硬化指数を特定
範囲に制御することにより、優れた耐衝突安全性を達成
できること、成形性の向上にはマルテンサイトの占積率
と粒径を特定範囲に造り込むことが必要であることを見
いだし、本発明に到ったのである。
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）
が基本的に重要であり、降伏強さと加工硬化指数を特定
範囲に制御することにより、優れた耐衝突安全性を達成
できること、成形性の向上にはマルテンサイトの占積率
と粒径を特定範囲に造り込むことが必要であることを見
いだし、本発明に到ったのである。
【００１４】以下にその要旨を述べる。
【００１５】図１は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の関係を同
一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼板
の加工硬化指数の増大により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、部材の耐衝突安全
性の指標として、同一降伏強さクラスであれば鋼板の加
工硬化指数が妥当であることを示している。
的エネルギー吸収量と、鋼板の加工硬化指数の関係を同
一降伏強さクラスのものについて示すものである。鋼板
の加工硬化指数の増大により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、部材の耐衝突安全
性の指標として、同一降伏強さクラスであれば鋼板の加
工硬化指数が妥当であることを示している。
【００１６】さらに降伏強さが異なる場合には図２に示
すように、降伏強さ×加工硬化指数を部材の耐衝突安全
性の指標とすることができることを見いだした。
すように、降伏強さ×加工硬化指数を部材の耐衝突安全
性の指標とすることができることを見いだした。
【００１７】ただし、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、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、
歪５％以下の加工硬化指数、歪１０％以上の加工硬化指
数も高いことが好ましい。
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、動的エネルギー吸収量向上の観点からは、
歪５％以下の加工硬化指数、歪１０％以上の加工硬化指
数も高いことが好ましい。
【００１８】部材の動的エネルギー吸収量は次のように
して求めた。すなわち、鋼板を図３、図４に示す部品形
状（コ−ナ−Ｒ＝５ｍｍ）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し、１７０℃×２０分の焼付塗装
処理を行った後、約１５０ｋｇの落錘を約１０ｍの高さ
から落下させ、部材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。試験方法の模
式図を図５に示す。
して求めた。すなわち、鋼板を図３、図４に示す部品形
状（コ−ナ−Ｒ＝５ｍｍ）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し、１７０℃×２０分の焼付塗装
処理を行った後、約１５０ｋｇの落錘を約１０ｍの高さ
から落下させ、部材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。試験方法の模
式図を図５に示す。
【００１９】鋼板の加工硬化指数、降伏強さは次のよう
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。
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。
【００２０】なお、用いた鋼板は板厚１．２ｍｍであ
り、Ｃ：０．０３〜０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜１．
０重量％、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量
が０．０２重量％〜４．０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：０．０３〜０．２重量％、Ｍｎ：０．５〜１．
０重量％、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量
が０．０２重量％〜４．０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。
【００２１】次に、本発明の鋼板ミクロ組織について詳
述する。
述する。
【００２２】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以下とするこ
とが必須要件である。
％とし、かつ、その平均結晶粒径を５μｍ以下とするこ
とが必須要件である。
【００２３】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、
加工硬化指数≧０．１３かつ降伏比≦７５（％）かつ引
張強さ×全伸び≧１８０００かつ穴拡げ比≧１．２を確
実に達成することができるため、耐衝突安全性及び成形
性を向上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、
加工硬化指数≧０．１３かつ降伏比≦７５（％）かつ引
張強さ×全伸び≧１８０００かつ穴拡げ比≧１．２を確
実に達成することができるため、耐衝突安全性及び成形
性を向上させることができる。
【００２４】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。
【００２５】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。
【００２６】さらにフェライトを占積率で５０％以上
（好ましくは７０％以上）含有させ、その平均結晶粒径
（平均円相当径）を１０μｍ以下（好ましくは５μｍ以
下）とし、マルテンサイトをフェライトに隣接させるこ
とが好ましい。これにより、マルテンサイトがフェライ
ト地中に微細分散することが助けられるとともに、上記
特性向上効果が局所的な影響に留まらず鋼板全体に及ぶ
様、有効に作用し、上記マルテンサイトの悪影響を抑制
するよう、好ましく作用する。
（好ましくは７０％以上）含有させ、その平均結晶粒径
（平均円相当径）を１０μｍ以下（好ましくは５μｍ以
下）とし、マルテンサイトをフェライトに隣接させるこ
とが好ましい。これにより、マルテンサイトがフェライ
ト地中に微細分散することが助けられるとともに、上記
特性向上効果が局所的な影響に留まらず鋼板全体に及ぶ
様、有効に作用し、上記マルテンサイトの悪影響を抑制
するよう、好ましく作用する。
【００２７】また、マルテンサイトやフェライト以外の
残部組織はパーライト、ベイナイト、残留γ等の１種あ
るいは２種以上の組合せでよい。
残部組織はパーライト、ベイナイト、残留γ等の１種あ
るいは２種以上の組合せでよい。
【００２８】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。
【００２９】Ｃはマルテンサ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
０．２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、
０．２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。
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
０．２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、
０．２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。
【００３０】Ｍｎはオーステナイトを安定化してマルテ
ンサイト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０．５重量％以
上とする必要がある。ただし、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、添加上限量は２．０重量％以下とする。
ンサイト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０．５重量％以
上とする必要がある。ただし、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、添加上限量は２．０重量％以下とする。
【００３１】Ｓｉ、Ａｌはマルテンサイトを生成させる
ために有用な元素であり、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、マルテンサイトを
確保する作用があると同時に固溶強化作用と脱酸作用を
有する。上記観点から、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは
２種の合計添加量の下限は０．０２重量％以上とする必
要がある。ただし、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、ＳｉとＡｌの内の１
種もしくは２種の合計添加量の上限量は４．０重量％以
下とする。
ために有用な元素であり、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、マルテンサイトを
確保する作用があると同時に固溶強化作用と脱酸作用を
有する。上記観点から、ＳｉとＡｌの内の１種もしくは
２種の合計添加量の下限は０．０２重量％以上とする必
要がある。ただし、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、ＳｉとＡｌの内の１
種もしくは２種の合計添加量の上限量は４．０重量％以
下とする。
【００３２】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。
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。
【００３３】Ｐはマルテンサイトを生成させるために有
用な元素であり、同時に固溶強化作用を有する。上記観
点から、その添加下限量は０．０２重量％以上とする必
要がある。ただし、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等の悪影響があるため、そ
の添加上限量は０．２重量％以下とする。
用な元素であり、同時に固溶強化作用を有する。上記観
点から、その添加下限量は０．０２重量％以上とする必
要がある。ただし、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等の悪影響があるため、そ
の添加上限量は０．２重量％以下とする。
【００３４】特に優れた２次加工性、靭性、スポット溶
接性、リサイクル性が要求される場合はその含有量はＰ
≦０．０５％（好ましくは≦０．０２％）とする。
接性、リサイクル性が要求される場合はその含有量はＰ
≦０．０５％（好ましくは≦０．０２％）とする。
【００３５】Ｃｒはオーステナイトを安定化してマルテ
ンサイト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、その添加下限量は０．０２重量％以
上とする必要がある。ただし、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、添加上限量は１．０重量％以下とする。
ンサイト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、その添加下限量は０．０２重量％以
上とする必要がある。ただし、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、添加上限量は１．０重量％以下とする。
【００３６】Ｃａは硫化物系介在物の形状制御（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。
【００３７】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、Ｖ、Ｂ、
Ｍｏを１種または２種以上添加してもよい。ただし、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｂはその添加量がそれぞれ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０．２％とすることが好
ましい。Ｖ、Ｍｏはその添加量がそれぞれ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１．０％とすること
が好ましい。
るが、強度確保、細粒化を目的にＮｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、
Ｍｏを１種または２種以上添加してもよい。ただし、Ｎ
ｂ、Ｔｉ、Ｂはその添加量がそれぞれ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０．２％とすることが好
ましい。Ｖ、Ｍｏはその添加量がそれぞれ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１．０％とすること
が好ましい。
【００３８】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。
【００３９】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、Ｓ≦
０．０２％（好ましくは≦０．００３％）とすることが
好ましい。
拡げ比）、スポット溶接性の劣化防止の観点から、Ｓ≦
０．０２％（好ましくは≦０．００３％）とすることが
好ましい。
【００４０】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。
【００４１】第１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、加工硬化能及び成形性を劣化させる。９２
０℃超ではフェライト占積率の低下やフェライトやマル
テンサイトの平均円相当径の粗大化が起こるとともに、
所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
０℃〜９２０℃とする。７６０℃未満では加工フェライ
トが生成し、加工硬化能及び成形性を劣化させる。９２
０℃超ではフェライト占積率の低下やフェライトやマル
テンサイトの平均円相当径の粗大化が起こるとともに、
所望のマルテンサイト占積率を得ることが困難となる。
【００４２】第２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フェライトやマルテンサイトの平均
円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサ
イト占積率を得ることが困難となる。
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フェライトやマルテンサイトの平均
円相当径の粗大化が起こるとともに、所望のマルテンサ
イト占積率を得ることが困難となる。
【００４３】第３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
やフェライトやマルテンサイトの平均円相当径の粗大化
が起こるとともに、所望のマルテンサイトを得ることが
困難となる。
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
やフェライトやマルテンサイトの平均円相当径の粗大化
が起こるとともに、所望のマルテンサイトを得ることが
困難となる。
【００４４】第４に、ホットランテーブルにおける冷却
は７００〜３５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以上と
する。２５℃／秒未満では所望のマルテンサイト占積率
を得ることが困難となる。
は７００〜３５０℃の平均冷却速度を２５℃／秒以上と
する。２５℃／秒未満では所望のマルテンサイト占積率
を得ることが困難となる。
【００４５】７００℃超の冷却については特に規定しな
いが、フェライトやマルテンサイト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。
いが、フェライトやマルテンサイト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。
【００４６】第５に、巻取温度は３５０℃以下とする。
３５０℃超では所望のマルテンサイト占積率を得ること
が困難となる。
３５０℃超では所望のマルテンサイト占積率を得ること
が困難となる。
【００４７】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。
【００４８】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、熱延、酸洗、冷延の各製造条件
には特に規制値を設けない。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６００ｍｐｍ以上）と
することが好ましい。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。
条件が最も重要であり、熱延、酸洗、冷延の各製造条件
には特に規制値を設けない。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６００ｍｐｍ以上）と
することが好ましい。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。
【００４９】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。
【００５０】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、マルテ
ンサ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、所望のマルテ
ンサイトの占積率とその平均粒径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、所望のマルテンサ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、マルテ
ンサ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、所望のマルテ
ンサイトの占積率とその平均粒径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、所望のマルテンサ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。
【００５１】第２に、７００℃〜３５０℃の平均冷却速
度を１０℃／秒以上とすることが必要である。１０℃／
秒未満では所望のマルテンサイト占積率が得られない。
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、３００℃／秒が好ましい。
度を１０℃／秒以上とすることが必要である。１０℃／
秒未満では所望のマルテンサイト占積率が得られない。
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、３００℃／秒が好ましい。
【００５２】
【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、２２〜２６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１６
〜２１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、２２〜２６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１６
〜２１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。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】 得られた鋼板の最終製品板厚は鋼番１が１．２ｍｍ、鋼
番２〜３、２２〜２６が２．９ｍｍ、鋼番４が１．４ｍ
ｍ、鋼番５〜７が２．３ｍｍ、鋼番８が１．６ｍｍ、鋼
番９〜１５が１．８ｍｍ、鋼番１６〜２１が０．８ｍｍ
である。
番２〜３、２２〜２６が２．９ｍｍ、鋼番４が１．４ｍ
ｍ、鋼番５〜７が２．３ｍｍ、鋼番８が１．６ｍｍ、鋼
番９〜１５が１．８ｍｍ、鋼番１６〜２１が０．８ｍｍ
である。
【００５６】本発明例が鋼番１〜１２、鋼番１６〜１
７、鋼番２２〜２６であり、比較例が鋼番１３〜１５、
鋼番１８〜２１である。
７、鋼番２２〜２６であり、比較例が鋼番１３〜１５、
鋼番１８〜２１である。
【００５７】なお、得られた鋼板のミクロ組織と機械的
性質を表４に示す。
性質を表４に示す。
【００５８】
【表４】 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≧０．１３０、降伏強さ×加工硬化指数
≧７０）と成形性（降伏比≦７５％、引張強さ×全伸び
≧１８０００、穴拡げ比≧１．２０）を有する自動車用
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≧０．１３０、降伏強さ×加工硬化指数
≧７０）と成形性（降伏比≦７５％、引張強さ×全伸び
≧１８０００、穴拡げ比≧１．２０）を有する自動車用
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。
【００５９】ミクロ組織は以下の方法で評価した。
【００６０】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。
【００６１】特性評価は以下の方法で実施した。
【００６２】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）、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＝ＹＳ／ＴＳ×１
００、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。穴拡げ試験は、２０
ｍｍ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（ｄ0＝２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ
／ｄ0）を求めた。
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）、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＝ＹＳ／ＴＳ×１
００、ＴＳ×Ｔ．Ｅｌを計算した。穴拡げ試験は、２０
ｍｍ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（ｄ0＝２０ｍｍ）との穴拡げ比（ｄ
／ｄ0）を求めた。
【００６３】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。
【００６４】
【発明の効果】本発明により従来にない優れた耐衝突安
全性と成形性を有する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。
全性と成形性を有する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】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４】試験片形状の断面図である
【図５】衝撃圧壊試験方法の模式図である。
【符号の説明】 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 38/38 Ｃ２２Ｃ 38/38
Claims (6)
- 【請求項１】 鋼板のミクロ組織において、マルテンサ
イト占積率が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、鋼板の特性として加工
硬化指数が０．１３以上、降伏比が７５％以下、引張強
さ×全伸びが１８０００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と成形性に優れた自
動車用高強度鋼板。 - 【請求項２】 化学成分としてＣ：０．０３〜０．２重
量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さらに、Ｓ
ｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重
量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２重量％、Ｃ
ｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１種以上を含
み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミク
ロ組織において、マルテンサイト占積率が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、鋼板の特性として加工硬化指数が０．１３以
上、降伏比が７５％以下、引張強さ×全伸びが１８００
０以上、穴拡げ比が１．２以上であることを特徴とする
耐衝突安全性と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：０．０３〜０．２重
量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さらに、Ｓ
ｉとＡｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重
量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２重量％、Ｃ
ｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１種以上を含
み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなり、鋼板のミク
ロ組織において、マルテンサイト占積率が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、フェライト占積率が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、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７５％以下、引張強さ×全
伸びが１８０００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と成形性に優れた自動車用
高強度鋼板。 - 【請求項４】 さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１
重量％及び／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％
を含むことを特徴とする請求項２及び請求項３のいずれ
かに記載の耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強
度鋼板。 - 【請求項５】 化学成分としてＣ：０．０３〜０．２重
量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さらに、Ｓ
ｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重
量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２重量％、Ｃ
ｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１種以上を含
み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％及び
／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℃〜９
２０℃、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
℃〜３５０℃の平均冷却速度が２５℃／秒以上で冷却を
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１〜４の内のいずれか１つに記載の耐衝突安
全性と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６】 化学成分としてＣ：０．０３〜０．２重
量％、Ｍｎ：０．５〜２．０重量％を含み、さらに、Ｓ
ｉ、Ａｌの内の１種もしくは２種の合計量が０．０２重
量％〜４．０重量％、Ｐ：０．０２〜０．２重量％、Ｃ
ｒ：０．０２〜１．０重量％の少なくとも１種以上を含
み、残部はＦｅ及び不可避的成分からなる鋼片、或い
は、さらに、Ｃａ：０．０００５〜０．０１重量％及び
／又はＲＥＭ：０．００５〜０．０５重量％を含む鋼片
を熱間圧延、酸洗、冷延し、その後、連続焼鈍するに際
して、Ａｃ1〜Ａｃ3の温度範囲において、１０秒以上保
持し、７００℃〜３５０℃の平均冷却速度を１０℃／秒
以上とすることを特徴とする請求項１〜４の内のいずれ
か１つに記載の耐衝突安全性と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 (9)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22300897A JP3936440B2 (ja) | 1997-08-06 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
| TW087103834A TW426742B (en) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | Dual-phase type high strength steel sheets having high impact energy absorption properties and a method of producing the same |
| EP98907247.5A EP0969112B2 (en) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | A method of producing dual-phase high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties |
| EP10181225.3A EP2314729B2 (en) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | Dual-phase type high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties |
| CN98803465A CN1080321C (zh) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | 具有高冲击能量吸收性能的双相型高强钢板和生产该钢板的方法 |
| CA002283924A CA2283924C (en) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | Dual-phase type high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties and a method of producing the same |
| AU63118/98A AU717294B2 (en) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | Dual-phase high-strength steel sheet having excellent dynamic deformation properties and process for preparing the same |
| KR1019997008474A KR100334949B1 (ko) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | 동적변형 특성이 우수한 듀얼 페이즈형 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| PCT/JP1998/001101 WO1998041664A1 (fr) | 1997-03-17 | 1998-03-16 | Tole d'acier biphase a haute resistance ayant d'excellentes proprietes de deformation dynamique et son procede de preparation |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP22300897A JP3936440B2 (ja) | 1997-08-06 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性と成形性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1161327A true JPH1161327A (ja) | 1999-03-05 |
| JP3936440B2 JP3936440B2 (ja) | 2007-06-27 |
Family
ID=16791392
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP22300897A Expired - Fee Related JP3936440B2 (ja) | 1997-03-17 | 1997-08-06 | 耐衝突安全性と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) | JP3936440B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004307992A (ja) * | 2003-03-27 | 2004-11-04 | Jfe Steel Kk | 耐面歪性に優れた複合組織冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2005206864A (ja) * | 2004-01-21 | 2005-08-04 | Kobe Steel Ltd | 加工性、疲労特性および表面性状に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP2006052458A (ja) * | 2003-08-26 | 2006-02-23 | Jfe Steel Kk | 高張力冷延鋼板およびその製造方法 |
| JP2006520431A (ja) * | 2003-02-05 | 2006-09-07 | ユジノール | 冷間圧延フェライト／マルテンサイト組織の二相鋼鉄製の鋼帯の製造方法及びそれで得られた鋼帯 |
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