JPS63100158A - 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 - Google Patents
成形性にすぐれる高強度冷延鋼板Info
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- JPS63100158A JPS63100158A JP24502486A JP24502486A JPS63100158A JP S63100158 A JPS63100158 A JP S63100158A JP 24502486 A JP24502486 A JP 24502486A JP 24502486 A JP24502486 A JP 24502486A JP S63100158 A JPS63100158 A JP S63100158A
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Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
童朶上見料貝分界
本発明は、深絞り性にすぐれ、引張強さが40〜55k
gf/mm”級である成形性にすぐれる高強度冷延鋼板
に関する。
gf/mm”級である成形性にすぐれる高強度冷延鋼板
に関する。
従来葛技玉
近年、すぐれた成形性と高度の強度を備えた冷延鋼板の
需要が増大している。例えば、自動車の製造において、
軽量化、燃費節約及び安全性向上等のために、従来のプ
レス鋼板よりも高強度で且つプレス成形等の?!雑な加
工に十分に耐える冷延鋼板の開発が強く要請されている
。
需要が増大している。例えば、自動車の製造において、
軽量化、燃費節約及び安全性向上等のために、従来のプ
レス鋼板よりも高強度で且つプレス成形等の?!雑な加
工に十分に耐える冷延鋼板の開発が強く要請されている
。
プレス成形性を支配する特性要因として、深紋り性を挙
げることができる。この深絞り性は、引張試験片の幅歪
と板厚歪との比で示される塑性異方性の平均値下で表示
され、すぐれた成形性を得るには、上記7値が高いこと
が必要である。
げることができる。この深絞り性は、引張試験片の幅歪
と板厚歪との比で示される塑性異方性の平均値下で表示
され、すぐれた成形性を得るには、上記7値が高いこと
が必要である。
従来、深絞り性を向上させるための合金元素の添加効果
は、多方面にて研究されているが、しかし、すぐれた7
値と50kgf/m+m”前後の強度とを兼ね備えた高
張力冷延鋼板の開発例は極めて少なく、極低炭素Nb添
加鋼にStを添加してなる冷延鋼板が、本発明者らによ
って僅かに特公昭57−58427号公報に提案されて
いるにすぎない。
は、多方面にて研究されているが、しかし、すぐれた7
値と50kgf/m+m”前後の強度とを兼ね備えた高
張力冷延鋼板の開発例は極めて少なく、極低炭素Nb添
加鋼にStを添加してなる冷延鋼板が、本発明者らによ
って僅かに特公昭57−58427号公報に提案されて
いるにすぎない。
■がンしようとする− 占
上記には、所定量のStとMnの固溶強化型元素の添加
よって高強度を付与する一方、C及びNの量と関連して
、所定量のNbを添加することによって、冷延板の焼!
II!後の組織に高い下値をもたらす(554) <
225>方位の存在を増大させ得ることが記載されてい
るが、本発明者らは、更に高強度を有する冷延鋼板を得
るべく鋭意研究した結果、合金元素として更にPを添加
することによって、下値の劣化を伴わずに、強度の一層
の増加を図ることができることを見出し、また、Pに加
えて、Bを添加することによって、二次脆性をも回避す
ることができることを見出して、本発明に至ったもので
ある。
よって高強度を付与する一方、C及びNの量と関連して
、所定量のNbを添加することによって、冷延板の焼!
II!後の組織に高い下値をもたらす(554) <
225>方位の存在を増大させ得ることが記載されてい
るが、本発明者らは、更に高強度を有する冷延鋼板を得
るべく鋭意研究した結果、合金元素として更にPを添加
することによって、下値の劣化を伴わずに、強度の一層
の増加を図ることができることを見出し、また、Pに加
えて、Bを添加することによって、二次脆性をも回避す
ることができることを見出して、本発明に至ったもので
ある。
。 占を”°するための
本発明による成形性にすぐれる高強度冷延鋼板の第1は
、重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn 0.2〜1.5%、 AJo、01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、及び P 0.04〜0.12%を含み、且つ、Nbに対
するC及びNの原子濃度比Nb/ (C+N)の値カ月
、0〜2.0の範囲であって、残部鉄及び不可避的不純
物よりなることを特徴とする。
、重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn 0.2〜1.5%、 AJo、01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、及び P 0.04〜0.12%を含み、且つ、Nbに対
するC及びNの原子濃度比Nb/ (C+N)の値カ月
、0〜2.0の範囲であって、残部鉄及び不可避的不純
物よりなることを特徴とする。
また、本発明による成形性にすぐれる高強度冷延鋼板の
第2は、重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn 0.2〜1.5%、 A7! 0.01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、 P 0.04〜0.12%、及び B 0.0005〜0.OO4%を含み、且つ、N
bに対するC及びNの原子濃度比Nb/ (C+N)の
値が1.0〜2.0の範囲であって、残部鉄及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする。
第2は、重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn 0.2〜1.5%、 A7! 0.01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、 P 0.04〜0.12%、及び B 0.0005〜0.OO4%を含み、且つ、N
bに対するC及びNの原子濃度比Nb/ (C+N)の
値が1.0〜2.0の範囲であって、残部鉄及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする。
かかる本発明による高強度冷延鋼板は、約1.5を越え
る高い下値と約40〜55 kgf/+nm”級の強度
とを備え、更に、耐二次脆性にすぐれる。
る高い下値と約40〜55 kgf/+nm”級の強度
とを備え、更に、耐二次脆性にすぐれる。
以下に本発明による高強度冷延鋼板について詳細に説明
する。
する。
先ず、本発明による高強度冷延鋼板における化学成分の
限定理由を説明する。
限定理由を説明する。
Cは、その多量の存在は、下値の改善に有害である。即
ち、熱間圧延の後、冷間圧延の前において、Cが鋼中に
固溶し、或いはセメンタイト(FezC)として存在す
るときは、冷延焼鈍後の7値の低下をもたらすので、本
発明においては、後述するように、Nbの添加によって
Cの固定化を図るものであるが、C量が0.012%を
越えるときは、これを固定化するためにNbの多量添加
を必要とし、鋼製造費用を高くするのみならず、析出物
が多くなり、粒成長性が妨げられることとなって、下値
を向上させることができない。従って、本発明において
は、CMの上限を0.012%とするが、少ないほど好
ましい。
ち、熱間圧延の後、冷間圧延の前において、Cが鋼中に
固溶し、或いはセメンタイト(FezC)として存在す
るときは、冷延焼鈍後の7値の低下をもたらすので、本
発明においては、後述するように、Nbの添加によって
Cの固定化を図るものであるが、C量が0.012%を
越えるときは、これを固定化するためにNbの多量添加
を必要とし、鋼製造費用を高くするのみならず、析出物
が多くなり、粒成長性が妨げられることとなって、下値
を向上させることができない。従って、本発明において
は、CMの上限を0.012%とするが、少ないほど好
ましい。
Stは、製鋼時の脱酸剤としても添加されるが、本発明
においては、特に、延性とのバランスを保ちつつ、強度
を高めるために、0.5〜2.0%の範囲で添加される
。この範囲の添加量は、下値に有害な影響を及ぼさない
。
においては、特に、延性とのバランスを保ちつつ、強度
を高めるために、0.5〜2.0%の範囲で添加される
。この範囲の添加量は、下値に有害な影響を及ぼさない
。
Mnは、Siと共に強度を改善する効果を有し、この効
果を有効に得るために0.2〜1.5%の範囲で添加さ
れる。本発明においては、Mn添加による下値への有害
な影響は、Stとの併用によって実質的に回避すること
ができる。
果を有効に得るために0.2〜1.5%の範囲で添加さ
れる。本発明においては、Mn添加による下値への有害
な影響は、Stとの併用によって実質的に回避すること
ができる。
Alは、脱酸剤として添加されるが、更に、鋼中のNを
固定することによって、NbNとして消費されるNb量
を低減し、か(して、添加Nb量の低減を図ることがで
きる。これらの効果を有効に得るためには、A2は、0
.01%以上添加することが必要である。他方、0.0
5%を越えて過多に添加しても、上記効果が飽和するの
みならず、大型のアルミナ介在物が生成しやすくなる。
固定することによって、NbNとして消費されるNb量
を低減し、か(して、添加Nb量の低減を図ることがで
きる。これらの効果を有効に得るためには、A2は、0
.01%以上添加することが必要である。他方、0.0
5%を越えて過多に添加しても、上記効果が飽和するの
みならず、大型のアルミナ介在物が生成しやすくなる。
Pは、下値の低下を伴うことなく、鋼強度を高める効果
を有し、このために0.04%以上添加ささる。しかし
、過多に添加するときは、粒界に偏析し、二次脆性をも
たらすので、添加量の上限は0.12%とする。
を有し、このために0.04%以上添加ささる。しかし
、過多に添加するときは、粒界に偏析し、二次脆性をも
たらすので、添加量の上限は0.12%とする。
Nbは、本発明による冷延鋼板を特徴付ける重要な元素
の一つである。Nbは、冷延前の鋼中のCを固定して、
下値に有害な固溶Cやセメンタイト等の量を低減させ、
下値を著しく高める効果をもたらすと共に、熱間圧延時
に微細なNb (CN)として分散析出し、冷延焼鈍後
の<1)1>//ND方位を増加させる作用をなすこと
によって、下値の向上に寄与する。即ち、Nbは、熱延
板組織において、Nb (CN)として分散析出し、(
1)2) H10)方位を発達させ、これが冷延板に
おける(1)2) <1)0>方位の発達をもたらし
、更にこの冷延板における(1)2)<1)0>方位が
焼鈍後に高7値をもたらす(554) <225>方
位を発達させるのである。このように、NbがNb (
CN)として析出することによって、熱延板組織に発達
した(1)2)H10)方位を与え、これが最終的に、
焼鈍した冷延板に(554) (225>方位の発達
をもたらす機構を通じて、高度の下値を得ることができ
るのである。
の一つである。Nbは、冷延前の鋼中のCを固定して、
下値に有害な固溶Cやセメンタイト等の量を低減させ、
下値を著しく高める効果をもたらすと共に、熱間圧延時
に微細なNb (CN)として分散析出し、冷延焼鈍後
の<1)1>//ND方位を増加させる作用をなすこと
によって、下値の向上に寄与する。即ち、Nbは、熱延
板組織において、Nb (CN)として分散析出し、(
1)2) H10)方位を発達させ、これが冷延板に
おける(1)2) <1)0>方位の発達をもたらし
、更にこの冷延板における(1)2)<1)0>方位が
焼鈍後に高7値をもたらす(554) <225>方
位を発達させるのである。このように、NbがNb (
CN)として析出することによって、熱延板組織に発達
した(1)2)H10)方位を与え、これが最終的に、
焼鈍した冷延板に(554) (225>方位の発達
をもたらす機構を通じて、高度の下値を得ることができ
るのである。
従って、Nbに上述した効果を発揮させるには、適量の
Nb (CN)を微細分散させるために、鋼中のC及び
Nb量との関連下にその添加量を定めることが必要であ
る。
Nb (CN)を微細分散させるために、鋼中のC及び
Nb量との関連下にその添加量を定めることが必要であ
る。
そこで、基本成分としてC量0. OO4%、Si量1
.0%、Mn量0.5%及びpH0.07%である鋼に
Nbを0.25%までの範囲で種々の量にて添加し、熱
間圧延に付し、約910℃以上の温度で仕上圧延し、約
700℃の温度にて巻取った後、75%の冷間圧延を行
ない、次いで、連続焼鈍を施して冷延鋼板を製造し、か
かる冷延鋼板について、下値とNb量 (C+N)で示
される原子濃度比との関係を第1図に示す、即ち、第1
図は、焼鈍した冷延板の下値に対するNb添加量の影響
を示す。
.0%、Mn量0.5%及びpH0.07%である鋼に
Nbを0.25%までの範囲で種々の量にて添加し、熱
間圧延に付し、約910℃以上の温度で仕上圧延し、約
700℃の温度にて巻取った後、75%の冷間圧延を行
ない、次いで、連続焼鈍を施して冷延鋼板を製造し、か
かる冷延鋼板について、下値とNb量 (C+N)で示
される原子濃度比との関係を第1図に示す、即ち、第1
図は、焼鈍した冷延板の下値に対するNb添加量の影響
を示す。
第1図から明らかなように、Nb量 (C+N)原子濃
度比が低く、冷延前にNbによって固定されなかったC
1即ち、固溶C又はセメンタイトとしてのCが存在する
ときは、下値が急激に低下する。従って、すぐれた成形
性を確保するには、Nbは、C及びNを完全に固定する
に必要な量を添加することが必要であり、従って、Nb
量(C+N)原子濃度比が1.0以上であることが必要
である。他方、Nbは、過多に添加しても、下値の低下
は極めて僅かであり、下値の観点からは特に支障はない
が、ms造貸費用考慮し、主として実用的経済的観点か
ら、Nb量 (C+N)原子濃度比の上限は2.0とす
る。
度比が低く、冷延前にNbによって固定されなかったC
1即ち、固溶C又はセメンタイトとしてのCが存在する
ときは、下値が急激に低下する。従って、すぐれた成形
性を確保するには、Nbは、C及びNを完全に固定する
に必要な量を添加することが必要であり、従って、Nb
量(C+N)原子濃度比が1.0以上であることが必要
である。他方、Nbは、過多に添加しても、下値の低下
は極めて僅かであり、下値の観点からは特に支障はない
が、ms造貸費用考慮し、主として実用的経済的観点か
ら、Nb量 (C+N)原子濃度比の上限は2.0とす
る。
第1図にみられるように、Nb量 (C+N)原子濃度
比が1.0〜2.0の範囲にあるとき、焼鈍温度を高く
することによって、一層高い7値を得ることができる。
比が1.0〜2.0の範囲にあるとき、焼鈍温度を高く
することによって、一層高い7値を得ることができる。
しかし、Nblが0.02%よりも少ないときは、鋼中
のC及びNを十分に固定することができず、成形性の向
上を実現し得す、他方、1.5%を越えて過多に添加し
ても、それ以上の成形性の向上を得ることができないと
共に、析出物が過剰となって、成形性が劣化する傾向を
有するに至るので、本発明においては、Nbは0.02
〜1.5%の範囲で添加される。
のC及びNを十分に固定することができず、成形性の向
上を実現し得す、他方、1.5%を越えて過多に添加し
ても、それ以上の成形性の向上を得ることができないと
共に、析出物が過剰となって、成形性が劣化する傾向を
有するに至るので、本発明においては、Nbは0.02
〜1.5%の範囲で添加される。
尚、前記公報にも記載されているように、前記熱延板に
おける(1)2) H10>方位の発達の程度は、熱
延仕上温度の影響を受け、仕上温度がAr、点直上の温
度となるように調整するとき、最も高くなる。即ち、仕
上温度がAr、点に達しない低温領域(オーステナイト
・フェライト領域)で得られる熱延板の集合組織は、(
100) <Oll〉の強い発達を伴うために避ける
べきであり、一方、Ars点よりも150℃を越える高
い温度領域では、(1)0) <1)0>方位が現わ
れ、前述した有利な熱延板の集合組織に関する特性が失
なわれる。従って、熱延仕上温度は、Ar3点乃至はそ
れよりも150℃高い温度までの領域、特に、Ar3点
直上とすることが好ましい。
おける(1)2) H10>方位の発達の程度は、熱
延仕上温度の影響を受け、仕上温度がAr、点直上の温
度となるように調整するとき、最も高くなる。即ち、仕
上温度がAr、点に達しない低温領域(オーステナイト
・フェライト領域)で得られる熱延板の集合組織は、(
100) <Oll〉の強い発達を伴うために避ける
べきであり、一方、Ars点よりも150℃を越える高
い温度領域では、(1)0) <1)0>方位が現わ
れ、前述した有利な熱延板の集合組織に関する特性が失
なわれる。従って、熱延仕上温度は、Ar3点乃至はそ
れよりも150℃高い温度までの領域、特に、Ar3点
直上とすることが好ましい。
更に、熱延後の巻取温度も、前記塑性異方性の改善に寄
与するNb (CN)を完全に析出させ、その効果を十
分に発揮させるために極めて重要である。NbCの完全
析出のためには、巻取温度を650℃以上とすることが
必要である。この観点からは、巻取温度は高温であるほ
ど好ましいが、しかし、他方、巻取温度が750℃を越
えるときは、酸洗性の劣化等の有害な影響が強くなるの
で、実用上は700℃前後の温度で巻取ることが好まし
い。
与するNb (CN)を完全に析出させ、その効果を十
分に発揮させるために極めて重要である。NbCの完全
析出のためには、巻取温度を650℃以上とすることが
必要である。この観点からは、巻取温度は高温であるほ
ど好ましいが、しかし、他方、巻取温度が750℃を越
えるときは、酸洗性の劣化等の有害な影響が強くなるの
で、実用上は700℃前後の温度で巻取ることが好まし
い。
Bは、極低炭素Nb添加鋼にPを添加した場合に発生す
るおそれのある成形後の二次脆性(縦割れ)を防止する
効果を有する。この効果を有効に得るためにはQ、00
05%以上の添加を必要とするが、しかし、過多に添加
しても上記効果が飽和し、経済的にも不利であるので、
添加量の上限は0、004%とする。
るおそれのある成形後の二次脆性(縦割れ)を防止する
効果を有する。この効果を有効に得るためにはQ、00
05%以上の添加を必要とするが、しかし、過多に添加
しても上記効果が飽和し、経済的にも不利であるので、
添加量の上限は0、004%とする。
次に、Si量0.8%及びM n il 0.3%であ
る基本成分調に種々の量にてPを添加し、又は種々の量
にてP及びBを複合添加してなる鋼について、P量と引
張強さ及び絞り比2.0にて形成したカップの脆性遷移
温度の関係を第2図に示す、第2図から明らかなように
、Pは、添加量0.1%当りに約10kgf/a+m”
の強度増加を得ることができ、高張力鋼板を製造するう
えで極めて重要な元素である。しかし、同時に、成形後
の脆性遷移温度を上昇させる作用があり、0.12%を
越える過多量を添加するときは、0℃前後で粒界破壊に
よる脆性破壊を起こすようになるので、実用上、適用す
ることができない。
る基本成分調に種々の量にてPを添加し、又は種々の量
にてP及びBを複合添加してなる鋼について、P量と引
張強さ及び絞り比2.0にて形成したカップの脆性遷移
温度の関係を第2図に示す、第2図から明らかなように
、Pは、添加量0.1%当りに約10kgf/a+m”
の強度増加を得ることができ、高張力鋼板を製造するう
えで極めて重要な元素である。しかし、同時に、成形後
の脆性遷移温度を上昇させる作用があり、0.12%を
越える過多量を添加するときは、0℃前後で粒界破壊に
よる脆性破壊を起こすようになるので、実用上、適用す
ることができない。
この現象は、NbにてCを完全に固着したことによって
、粒界のCの存在量が非常に少なくなっているうえに、
Pの添加によって、粒界にPの偏析が促進され、粒界強
度が更に低下したためである。一方、Bを添加すること
により、二次脆性は著しく改善され、特に、高Pf1)
域にてその効果が大きい、しかし、依然として0.12
%を越える領域では、より厳しい絞り成形を受けた場合
等には、脆性破壊のおそれがあるので避けるべきである
。
、粒界のCの存在量が非常に少なくなっているうえに、
Pの添加によって、粒界にPの偏析が促進され、粒界強
度が更に低下したためである。一方、Bを添加すること
により、二次脆性は著しく改善され、特に、高Pf1)
域にてその効果が大きい、しかし、依然として0.12
%を越える領域では、より厳しい絞り成形を受けた場合
等には、脆性破壊のおそれがあるので避けるべきである
。
従って、本発明においては、加工形状や使用環境に応じ
て、適切なPiとBfiとを組み合せることが望ましい
が、Pliは0.10%以下が好ましく、特に、0.0
90%以下が脆性遷移温度を低くするうえから好ましい
。
て、適切なPiとBfiとを組み合せることが望ましい
が、Pliは0.10%以下が好ましく、特に、0.0
90%以下が脆性遷移温度を低くするうえから好ましい
。
本発明による冷延鋼板は、前述したような所定の化学成
分を有する鋼を前述したように熱間圧延し、巻き取った
後、冷間圧延し、焼鈍することによって得ることができ
るが、ここに、焼鈍条件は、再結晶温度以上であって、
且つ、Ar3点以下の温度である。CALの短時間焼鈍
での再結晶温度は、Nb′r!にニヨッテモ異ナルカ、
通常、700〜750℃であり、結晶粒の成長によるr
値の向上を得る観点からは、焼鈍温度はより高温である
のが好ましく、本発明においては、最適の焼鈍温度は8
00〜850℃の範囲である。850〜900℃の温度
での焼鈍は、下値の一層の向上を得ることができるが、
反面、焼鈍効率が低下するので、特に高いr値を必要と
する場合以外は、かかる高温での焼鈍を行なわなくても
よい。
分を有する鋼を前述したように熱間圧延し、巻き取った
後、冷間圧延し、焼鈍することによって得ることができ
るが、ここに、焼鈍条件は、再結晶温度以上であって、
且つ、Ar3点以下の温度である。CALの短時間焼鈍
での再結晶温度は、Nb′r!にニヨッテモ異ナルカ、
通常、700〜750℃であり、結晶粒の成長によるr
値の向上を得る観点からは、焼鈍温度はより高温である
のが好ましく、本発明においては、最適の焼鈍温度は8
00〜850℃の範囲である。850〜900℃の温度
での焼鈍は、下値の一層の向上を得ることができるが、
反面、焼鈍効率が低下するので、特に高いr値を必要と
する場合以外は、かかる高温での焼鈍を行なわなくても
よい。
衾所少羞来
以上のように、本発明によれば、極低炭素Nb添加鋼に
Si、Mn及びPを添加することによって、r値の劣化
を伴わずに、強度を著しく増加させることができ、更に
、Bを添加することによって、二次脆性をも回避するこ
とができ、かくして、高いr値と50kgf/ms+”
板前後の強度とを兼ね備えた高張力冷延鋼板を得ること
ができる。
Si、Mn及びPを添加することによって、r値の劣化
を伴わずに、強度を著しく増加させることができ、更に
、Bを添加することによって、二次脆性をも回避するこ
とができ、かくして、高いr値と50kgf/ms+”
板前後の強度とを兼ね備えた高張力冷延鋼板を得ること
ができる。
叉施■
第1表に示す化学成分を有する鋼を1200℃に均熱し
、熱間圧延に付し、この際、920℃で仕上圧延し、7
00℃で巻取った後、常法に従って酸洗し、次いで、7
5%の冷間加工に付して冷延板を得た。これを850℃
で1.5分間加熱した後、400℃3分の過時効処理を
施し、1%のスキンパスを施した。
、熱間圧延に付し、この際、920℃で仕上圧延し、7
00℃で巻取った後、常法に従って酸洗し、次いで、7
5%の冷間加工に付して冷延板を得た。これを850℃
で1.5分間加熱した後、400℃3分の過時効処理を
施し、1%のスキンパスを施した。
このようにして得られた冷延鋼板の機械的性質を第2表
に示す、比較鋼8はNbを含有せず、また、比較鋼9は
高炭素Nb添加鋼であって、共に下値が著しく低い、こ
れに対して、本発明による冷延鋼板は、いずれも高強度
で高7値を有する。
に示す、比較鋼8はNbを含有せず、また、比較鋼9は
高炭素Nb添加鋼であって、共に下値が著しく低い、こ
れに対して、本発明による冷延鋼板は、いずれも高強度
で高7値を有する。
第1図は焼鈍冷延板の7値とNb/ (C+N)原子濃
度比との関係を示すグラフ、第2図は焼鈍冷延板の引張
強さ及び脆性遷移温度とPlとの関係を示すグラフであ
る。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図
度比との関係を示すグラフ、第2図は焼鈍冷延板の引張
強さ及び脆性遷移温度とPlとの関係を示すグラフであ
る。 特許出願人 株式会社神戸製鋼所 代理人 弁理士 牧 野 逸 部 第1図
Claims (2)
- (1)重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn0.2〜1.5%、 Al0.01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、及び P0.04〜0.12%を含み、且つ、 Nbに対するC及びNの原子濃度比Nb/(C+N)の
値が1.0〜2.0の範囲であつて、残部鉄及び不可避
的不純物よりなることを特徴とする成形性にすぐれる高
強度冷延鋼板。 - (2)重量%で C0.012%以下、 Si0.5〜2.0%、 Mn0.2〜1.5%、 Al0.01〜0.05%、 Nb0.02〜0.15%、 P0.04〜0.12%、及び B0.0005〜0.004%を含み、且つ、Nbに対
するC及びNの原子濃度比Nb/(C+N)の値が1.
0〜2.0の範囲であつて、残部鉄及び不可避的不純物
よりなることを特徴とする成形性にすぐれる高強度冷延
鋼板。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24502486A JPS63100158A (ja) | 1986-10-15 | 1986-10-15 | 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP24502486A JPS63100158A (ja) | 1986-10-15 | 1986-10-15 | 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPS63100158A true JPS63100158A (ja) | 1988-05-02 |
Family
ID=17127440
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP24502486A Pending JPS63100158A (ja) | 1986-10-15 | 1986-10-15 | 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 |
Country Status (1)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JPS63100158A (ja) |
Cited By (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5882803A (en) * | 1994-02-15 | 1999-03-16 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength hot dip galvannealed steel sheets having excellent plating properties and method of producing the same |
US9949770B2 (en) | 2013-02-13 | 2018-04-24 | DePuy Synthes Products, Inc. | Pedicle screw engaging control instrument with a guidewire capturing system |
-
1986
- 1986-10-15 JP JP24502486A patent/JPS63100158A/ja active Pending
Cited By (3)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US5882803A (en) * | 1994-02-15 | 1999-03-16 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength hot dip galvannealed steel sheets having excellent plating properties and method of producing the same |
US9949770B2 (en) | 2013-02-13 | 2018-04-24 | DePuy Synthes Products, Inc. | Pedicle screw engaging control instrument with a guidewire capturing system |
US10709484B2 (en) | 2013-02-13 | 2020-07-14 | DePuy Synthes Products, Inc. | Control instrument |
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