JPH08134549A - 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法 - Google Patents
耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法Info
- Publication number
- JPH08134549A JPH08134549A JP6276865A JP27686594A JPH08134549A JP H08134549 A JPH08134549 A JP H08134549A JP 6276865 A JP6276865 A JP 6276865A JP 27686594 A JP27686594 A JP 27686594A JP H08134549 A JPH08134549 A JP H08134549A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- steel sheet
- hydrogen embrittlement
- point
- 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】 （修正有）
【目的】耐水素脆化特性にすぐれる引張強度１１８０Ｍ
Ｐａ以上の超高強度薄鋼板の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃａを鋼スラブを、
加熱温度１１００℃以上、巻取り温度６００℃以下の条
件にて熱間圧延を行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗
し、表面のスケールを除き、冷間圧延を行なった後、連
続焼鈍を行なうに際して、Ａc1点以上、１０００℃以下
の温度にて均熱した後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から
７０℃／秒以上の冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却し
て、マルテンサイト変態を生ぜしめ、この後、再加熱す
るか、又はそのまま、１５０〜４００℃の温度で１〜２
０分間加熱する焼戻し処理を行なって、マルテンサイト
組織を４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の耐水
素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板を得る。鋼板に
は、更に、Ｔｉを0.０１〜0.２０％の範囲で添加しても
よい。
Ｐａ以上の超高強度薄鋼板の製造方法を提供する。 【構成】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ｃａを鋼スラブを、
加熱温度１１００℃以上、巻取り温度６００℃以下の条
件にて熱間圧延を行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗
し、表面のスケールを除き、冷間圧延を行なった後、連
続焼鈍を行なうに際して、Ａc1点以上、１０００℃以下
の温度にて均熱した後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から
７０℃／秒以上の冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却し
て、マルテンサイト変態を生ぜしめ、この後、再加熱す
るか、又はそのまま、１５０〜４００℃の温度で１〜２
０分間加熱する焼戻し処理を行なって、マルテンサイト
組織を４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の耐水
素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板を得る。鋼板に
は、更に、Ｔｉを0.０１〜0.２０％の範囲で添加しても
よい。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は、耐水素脆化特性にすぐ
れる引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板の製
造方法に関し、詳しくは、例えば、パイプ用途として、
自動車のドアの補強部材等の軽量で且つ強度が要求され
る用途や、或いはめっきを施して、厳しい腐食環境にお
いて好適に用いることができる耐水素脆化特性にすぐれ
る超高強度薄鋼板の製造方法に関する。
れる引張強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板の製
造方法に関し、詳しくは、例えば、パイプ用途として、
自動車のドアの補強部材等の軽量で且つ強度が要求され
る用途や、或いはめっきを施して、厳しい腐食環境にお
いて好適に用いることができる耐水素脆化特性にすぐれ
る超高強度薄鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】地球の環境保全の観点から、最近、自動
車の燃費の改善要求が強い。そこで、車体の軽量化を図
るべく、バンパー、ドアのインパクト・ビーム等、自動
車の種々の補強部材等に引張強度１１８０ＭＰａ以上の
超高強度薄鋼板のニーズが強くなっている。しかし、１
１８０ＭＰａ以上の強度を有する超高強度鋼を用いたボ
ルトにおいては、水素脆化による割れが発生すること
が、例えば、特開昭６０−１５５６４４号公報等に記載
されているように、既に知られている。従って、超高強
度薄鋼板を用いた種々の部材においても、腐食反応によ
って発生する水素が鋼板中に入って、使用中に突然破壊
することが考えられる。
車の燃費の改善要求が強い。そこで、車体の軽量化を図
るべく、バンパー、ドアのインパクト・ビーム等、自動
車の種々の補強部材等に引張強度１１８０ＭＰａ以上の
超高強度薄鋼板のニーズが強くなっている。しかし、１
１８０ＭＰａ以上の強度を有する超高強度鋼を用いたボ
ルトにおいては、水素脆化による割れが発生すること
が、例えば、特開昭６０−１５５６４４号公報等に記載
されているように、既に知られている。従って、超高強
度薄鋼板を用いた種々の部材においても、腐食反応によ
って発生する水素が鋼板中に入って、使用中に突然破壊
することが考えられる。
【０００３】超高強度薄鋼板の水素脆化については、特
開平４−２６８０５３号公報に記載されているように、
鋼中にＳｉを添加し、鋼板中への水素原子の侵入を制御
することによって、水素脆化の発生を防止する方法が提
案されている。しかし、腐食環境によって、錆の状況は
変化するので、Ｓｉ添加によって鋼板中への水素原子の
侵入を十分に制御して、水素脆化を防止することが、常
に可能であるとは限らない。また、特開平４−２８０９
４０号公報には、点溶接部の耐水割れ性の改善について
記載されているが、３％以上のＮｉの添加を必要とし、
コストの上昇を招くので、実用的ではない。母材部の耐
水割れ特性については、何も言及されていない。
開平４−２６８０５３号公報に記載されているように、
鋼中にＳｉを添加し、鋼板中への水素原子の侵入を制御
することによって、水素脆化の発生を防止する方法が提
案されている。しかし、腐食環境によって、錆の状況は
変化するので、Ｓｉ添加によって鋼板中への水素原子の
侵入を十分に制御して、水素脆化を防止することが、常
に可能であるとは限らない。また、特開平４−２８０９
４０号公報には、点溶接部の耐水割れ性の改善について
記載されているが、３％以上のＮｉの添加を必要とし、
コストの上昇を招くので、実用的ではない。母材部の耐
水割れ特性については、何も言及されていない。
【０００４】更に、特開平５−２９５４８１号公報に
は、鋼にＣａを添加し、圧延方向に伸展したＭｎＳを球
状のＣａＳに変えることによって、オーステナイト結晶
粒界の結合力を強め、耐水素脆化特性を向上させること
が提案されているが、Ｓｉを1.０〜2.０％添加しなけれ
ば、上記Ｃａ添加による効果を得ることができない。し
かし、このように、Ｓｉを多量に添加するときは、鋼板
の耐遅れ破壊特性が低下する問題がある。
は、鋼にＣａを添加し、圧延方向に伸展したＭｎＳを球
状のＣａＳに変えることによって、オーステナイト結晶
粒界の結合力を強め、耐水素脆化特性を向上させること
が提案されているが、Ｓｉを1.０〜2.０％添加しなけれ
ば、上記Ｃａ添加による効果を得ることができない。し
かし、このように、Ｓｉを多量に添加するときは、鋼板
の耐遅れ破壊特性が低下する問題がある。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】本発明は、従来の引張
強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の製造における
上述したような水素脆化の問題を解決するためになされ
たものであつて、耐水素脆化特性にすぐれる引張強度１
１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とする。
強度１１８０ＭＰａ以上の超高強度鋼板の製造における
上述したような水素脆化の問題を解決するためになされ
たものであつて、耐水素脆化特性にすぐれる引張強度１
１８０ＭＰａ以上の超高強度薄鋼板の製造方法を提供す
ることを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明による耐水素脆化
特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法は、重量％で
Ｃ 0.０８〜0.３０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ
1.５〜3.０％、Ｐ 0.０２０％以下、Ｓ 0.０１０
％以下、及びＣａ 0.００１％〜0.０１０％を含み、残
部鉄及び不可避的不純物元素からなる鋼スラブに、加熱
温度１１００℃以上、巻取り温度６００℃以下の条件に
て熱間圧延を行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗し、
表面のスケールを除き、冷間圧延を行なった後、連続焼
鈍を行なうに際して、Ａc1点以上、１０００℃以下の温
度にて均熱した後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から７０
℃／秒以上の冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却して、マ
ルテンサイト変態を生ぜしめ、この後、再加熱するか、
又はそのまま、１５０〜４００℃の温度で１〜２０分間
加熱する焼戻し処理を行なって、マルテンサイト組織を
体積率にて４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の
耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板を得ることを
特徴とする。
特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法は、重量％で
Ｃ 0.０８〜0.３０％、Ｓｉ 1.０％未満、Ｍｎ
1.５〜3.０％、Ｐ 0.０２０％以下、Ｓ 0.０１０
％以下、及びＣａ 0.００１％〜0.０１０％を含み、残
部鉄及び不可避的不純物元素からなる鋼スラブに、加熱
温度１１００℃以上、巻取り温度６００℃以下の条件に
て熱間圧延を行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗し、
表面のスケールを除き、冷間圧延を行なった後、連続焼
鈍を行なうに際して、Ａc1点以上、１０００℃以下の温
度にて均熱した後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から７０
℃／秒以上の冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却して、マ
ルテンサイト変態を生ぜしめ、この後、再加熱するか、
又はそのまま、１５０〜４００℃の温度で１〜２０分間
加熱する焼戻し処理を行なって、マルテンサイト組織を
体積率にて４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の
耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板を得ることを
特徴とする。
【０００７】先ず、本発明において、鋼板の有する化学
成分の範囲及びその理由は、次のとおりである。Ｃは、
鋼板中にマルテンサイト組織を生成し、鋼板を高強度化
するために必須の元素であり、特に、本発明に従って、
１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、少なく
とも0.０８％の添加が必要である。しかし、添加量が0.
３０％を越えるときは、加工性を低下させたり、或いは
水素脆化しやすくなる。
成分の範囲及びその理由は、次のとおりである。Ｃは、
鋼板中にマルテンサイト組織を生成し、鋼板を高強度化
するために必須の元素であり、特に、本発明に従って、
１１８０ＭＰａ以上の引張強度を得るためには、少なく
とも0.０８％の添加が必要である。しかし、添加量が0.
３０％を越えるときは、加工性を低下させたり、或いは
水素脆化しやすくなる。
【０００８】Ｓｉは、延性を劣化させることなく、鋼を
強化するために有効な元素である。しかし、1.０％以上
であるときは、その効果が飽和するのみならず、耐遅れ
破壊特性が低下する。そこで、本発明においては、Ｓｉ
量は1.０％未満とする。
強化するために有効な元素である。しかし、1.０％以上
であるときは、その効果が飽和するのみならず、耐遅れ
破壊特性が低下する。そこで、本発明においては、Ｓｉ
量は1.０％未満とする。
【０００９】Ｍｎは、鋼の焼入性を高める元素であっ
て、連続焼鈍設備においてマルテンサイトを安定に生じ
させるためには、1.５％以上の添加が必要である。しか
し、3.０％を超えるときは、その効果が飽和するのみな
らず、偏析が大きくなり、組織が不均一となり、加工性
が低下するので、添加量は3.０％を上限とする。
て、連続焼鈍設備においてマルテンサイトを安定に生じ
させるためには、1.５％以上の添加が必要である。しか
し、3.０％を超えるときは、その効果が飽和するのみな
らず、偏析が大きくなり、組織が不均一となり、加工性
が低下するので、添加量は3.０％を上限とする。
【００１０】Ｐは、鋼を強化し、延性を高めるために有
効な元素であるが、反面、粒界に偏析しやすく、脆化を
促進するので、0.０２０％以下とする。Ｓは、Ｍｎ等と
介在物を形成して、曲げ加工性等を劣化させるので、0.
０１０％以下に規制する。
効な元素であるが、反面、粒界に偏析しやすく、脆化を
促進するので、0.０２０％以下とする。Ｓは、Ｍｎ等と
介在物を形成して、曲げ加工性等を劣化させるので、0.
０１０％以下に規制する。
【００１１】Ｃａは、一般に、ＭｎＳ等の介在物の球状
化、分散化によって、靱性を向上させる効果がある。特
開平５−２９５４８１号公報によれば、Ｃａのこの効果
によって、オーステナイト結晶粒の結合力が強くなり、
耐水素脆化特性が向上するとしているが、同時に、この
効果は、Ｓｉを1.０〜2.０％の範囲で複合添加しなけれ
ば、得ることができないとしている。
化、分散化によって、靱性を向上させる効果がある。特
開平５−２９５４８１号公報によれば、Ｃａのこの効果
によって、オーステナイト結晶粒の結合力が強くなり、
耐水素脆化特性が向上するとしているが、同時に、この
効果は、Ｓｉを1.０〜2.０％の範囲で複合添加しなけれ
ば、得ることができないとしている。
【００１２】Ｃａは、上述したような介在物の形態制御
以外に、マトリックス中に固溶させると、電子を放出し
て、周りの鉄同士の結合力を高める効果があり、これに
よって粒界の結合力を高めて、水素脆化を抑制する効果
がある。この効果を有効に得るためには、Ｃａは、少な
くとも0.００１％添加する必要があり、より望ましく
は、添加量は、0.００３％以上である。しかし、Ｃａを
0.０１０％以上添加するときは、Ｃａ系の粗大な介在物
を生成し、反対に、水素脆化特性を低下させることとな
る。
以外に、マトリックス中に固溶させると、電子を放出し
て、周りの鉄同士の結合力を高める効果があり、これに
よって粒界の結合力を高めて、水素脆化を抑制する効果
がある。この効果を有効に得るためには、Ｃａは、少な
くとも0.００１％添加する必要があり、より望ましく
は、添加量は、0.００３％以上である。しかし、Ｃａを
0.０１０％以上添加するときは、Ｃａ系の粗大な介在物
を生成し、反対に、水素脆化特性を低下させることとな
る。
【００１３】本発明によれば、Ｔｉを添加することによ
って、水素脆化特性を一層改善することができる。即
ち、Ｔｉは、結晶粒の微細化や、結晶粒の成長抑制によ
って、水素脆化特性を改善するのに有用である。このよ
うな効果を有効に得るためには、0.０１％以上の添加を
必要とする。しかし、過多に添加するときは、鋼の強化
に必要であるＣと析出物を形成して、鋼を軟化させるの
で、添加量は、0.２０％以下とする。
って、水素脆化特性を一層改善することができる。即
ち、Ｔｉは、結晶粒の微細化や、結晶粒の成長抑制によ
って、水素脆化特性を改善するのに有用である。このよ
うな効果を有効に得るためには、0.０１％以上の添加を
必要とする。しかし、過多に添加するときは、鋼の強化
に必要であるＣと析出物を形成して、鋼を軟化させるの
で、添加量は、0.２０％以下とする。
【００１４】次に本発明による耐水素脆化特性にすぐれ
る超高強度薄鋼板の製造方法について説明する。本発明
において、鋼スラブは、加熱温度１１００℃以上、巻取
り温度６００℃以下の条件にて、常法に従って、熱間圧
延を行なえばよい。スラブ加熱においては、本発明にお
けるような高強度鋼では、熱間圧延時の圧延荷重が高く
なりがちであるので、圧延温度が低くなりすぎないよう
にすることが好ましく、そこで、鋼スラブの加熱温度を
１１００℃以上とする。この場合、連続鋳造片をそのま
ま圧延する直接圧延や軽加熱や、スラブを冷却した後
に、再加熱を行なう方法等、加熱方法は、特に、限定さ
れるものではない。しかし、加熱温度を１３００℃を越
える温度とすることは、徒に熱エネルギー費用を要する
のみであり、特に、利点もない。鋼スラブの熱間圧延
は、常法によって行なえばよく、仕上圧延は８００℃以
上の温度で行なえばよい。
る超高強度薄鋼板の製造方法について説明する。本発明
において、鋼スラブは、加熱温度１１００℃以上、巻取
り温度６００℃以下の条件にて、常法に従って、熱間圧
延を行なえばよい。スラブ加熱においては、本発明にお
けるような高強度鋼では、熱間圧延時の圧延荷重が高く
なりがちであるので、圧延温度が低くなりすぎないよう
にすることが好ましく、そこで、鋼スラブの加熱温度を
１１００℃以上とする。この場合、連続鋳造片をそのま
ま圧延する直接圧延や軽加熱や、スラブを冷却した後
に、再加熱を行なう方法等、加熱方法は、特に、限定さ
れるものではない。しかし、加熱温度を１３００℃を越
える温度とすることは、徒に熱エネルギー費用を要する
のみであり、特に、利点もない。鋼スラブの熱間圧延
は、常法によって行なえばよく、仕上圧延は８００℃以
上の温度で行なえばよい。
【００１５】巻取は、表面のスケールの除去性を考慮
し、６００℃以下の温度で行なう。しかし、余りに低い
ときは、冷間圧延性を低下させるので、巻取温度の下限
は３００℃が好ましい。このようにして得られる熱延鋼
板を常法に従って、酸洗し、研削、ショット・ブラスト
等の手段によって、表面のスケールを除いた後、冷間圧
延し、この後、これを連続焼鈍する。
し、６００℃以下の温度で行なう。しかし、余りに低い
ときは、冷間圧延性を低下させるので、巻取温度の下限
は３００℃が好ましい。このようにして得られる熱延鋼
板を常法に従って、酸洗し、研削、ショット・ブラスト
等の手段によって、表面のスケールを除いた後、冷間圧
延し、この後、これを連続焼鈍する。
【００１６】本発明において、連続焼鈍によって、加熱
時に、一部又は全体をオーステナイト変態させ、その後
の冷却によって、これらマルテンサイト変態させる。本
発明によれば、このマルテンサイトの量と合金元素の量
とによって、所望の強度を得ることができる。従って、
連続焼鈍において、加熱温度はＡc1点以上、１０００℃
以下とする。連続焼鈍後の冷却処理によってマルテンサ
イト組織を得るために、加熱時にオーステナイトを析出
させることが必要であり、そのために加熱温度をＡc1点
以上とする。しかし、１０００℃を越える温度として
も、特に、利点なく、エネルギー費用が嵩むのみであ
る。
時に、一部又は全体をオーステナイト変態させ、その後
の冷却によって、これらマルテンサイト変態させる。本
発明によれば、このマルテンサイトの量と合金元素の量
とによって、所望の強度を得ることができる。従って、
連続焼鈍において、加熱温度はＡc1点以上、１０００℃
以下とする。連続焼鈍後の冷却処理によってマルテンサ
イト組織を得るために、加熱時にオーステナイトを析出
させることが必要であり、そのために加熱温度をＡc1点
以上とする。しかし、１０００℃を越える温度として
も、特に、利点なく、エネルギー費用が嵩むのみであ
る。
【００１７】このような連続焼鈍の後、徐冷し、次い
で、急冷する。この急冷開始温度は、Ａr1点以上とする
ことが必要であり、急冷時の冷却速度は、マルテンサイ
ト変態を起こさせるために、７０℃／秒以上が必要であ
り、このような冷却速度にてＭｓ点（マルテンサイト
点）以下まで冷却して、マルテンサイト変態を起こさせ
る。急冷開始温度がＡr1点よりも低いときは、急冷開始
までにオーステナイトからフェライトの変態が進み、体
積率にて４０％以上のマルテンサイト組織を得ることが
困難である。急冷速度に特に限定はないが、通常、工業
的には水焼入れによる冷却速度（１０００〜２０００℃
／秒）が上限である。
で、急冷する。この急冷開始温度は、Ａr1点以上とする
ことが必要であり、急冷時の冷却速度は、マルテンサイ
ト変態を起こさせるために、７０℃／秒以上が必要であ
り、このような冷却速度にてＭｓ点（マルテンサイト
点）以下まで冷却して、マルテンサイト変態を起こさせ
る。急冷開始温度がＡr1点よりも低いときは、急冷開始
までにオーステナイトからフェライトの変態が進み、体
積率にて４０％以上のマルテンサイト組織を得ることが
困難である。急冷速度に特に限定はないが、通常、工業
的には水焼入れによる冷却速度（１０００〜２０００℃
／秒）が上限である。
【００１８】本発明による鋼板は、マルテンサイト組織
を体積率にて４０％以上を有し、すべての組織がマルテ
ンサイトであってもよい。マルテンサイト組織が４０％
よりも少ないときは、所望の強度を得るために必要な合
金元素の量が増し、製造費用が高くなる。マルテンサイ
ト以外の組織は、特に、限定されるものではなく、ベイ
ナイト、フェライト等であってよい。
を体積率にて４０％以上を有し、すべての組織がマルテ
ンサイトであってもよい。マルテンサイト組織が４０％
よりも少ないときは、所望の強度を得るために必要な合
金元素の量が増し、製造費用が高くなる。マルテンサイ
ト以外の組織は、特に、限定されるものではなく、ベイ
ナイト、フェライト等であってよい。
【００１９】次いで、焼入れたマルテンサイトの加工性
を向上し、例えば、パイプ等に支障なく容易に加工する
ことができるように、上述したような連続焼鈍後に再加
熱し、又は連続焼鈍からそのまま、１５０〜４００℃の
範囲の温度にて焼戻処理を行なう。焼戻し処理を４００
℃以上の温度で行なうことは、再加熱のために製造費用
を高めるのみならず、特に、有用な効果を得ることがで
きない。
を向上し、例えば、パイプ等に支障なく容易に加工する
ことができるように、上述したような連続焼鈍後に再加
熱し、又は連続焼鈍からそのまま、１５０〜４００℃の
範囲の温度にて焼戻処理を行なう。焼戻し処理を４００
℃以上の温度で行なうことは、再加熱のために製造費用
を高めるのみならず、特に、有用な効果を得ることがで
きない。
【００２０】
【実施例】以下に実施例を挙げて本発明を説明するが、
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。 実施例１ 表１に示す鋼を１２３０℃に加熱し、板厚を3.０mmに圧
延し、４８０℃で巻き取った。これを酸洗した後、板厚
1.８mmまで冷間圧延した。次いで、８５０℃で２分間保
持した後、水焼入れを行なう焼入れ焼戻し処理と、水焼
入れを行なわずに直接焼戻し温度に保持するステップク
ーリング処理（マルテンサイト変態点よりも低い温度に
設定した焼戻し温度まで急冷し、その焼戻し温度に保持
する処理）とを行なった。焼戻し条件は、いずれの場合
も、１８０℃又は３００℃で加熱時間１２分とした。以
上の製造工程を経た後、耐水素脆化特性を調査した。
本発明はこれら実施例により何ら限定されるものではな
い。 実施例１ 表１に示す鋼を１２３０℃に加熱し、板厚を3.０mmに圧
延し、４８０℃で巻き取った。これを酸洗した後、板厚
1.８mmまで冷間圧延した。次いで、８５０℃で２分間保
持した後、水焼入れを行なう焼入れ焼戻し処理と、水焼
入れを行なわずに直接焼戻し温度に保持するステップク
ーリング処理（マルテンサイト変態点よりも低い温度に
設定した焼戻し温度まで急冷し、その焼戻し温度に保持
する処理）とを行なった。焼戻し条件は、いずれの場合
も、１８０℃又は３００℃で加熱時間１２分とした。以
上の製造工程を経た後、耐水素脆化特性を調査した。
【００２１】
【表１】
【００２２】耐水素脆化特性は、１５mm×６５mmの短冊
試験片を四点曲げにより９８０ＭＰａの応力を負荷し、
0.５mol 硫酸＋0.０１mol ＫＳＣＮ溶液中でポテンショ
スタットを用いて、自然電位より卑な−８００ｍＶの電
位を与え、割れが発生する時間により評価した。図１に
試験結果を示す。縦軸は割れが発生した時間、横軸は引
張強さであって、焼戻し温度が低い方（１８０℃）が引
張強さが高くなっている。比較鋼に対して、Ｃａを添加
した適正な範囲の化学成分を有する本発明鋼は、いずれ
の熱処理条件においても、１１８０ＭＰａ以上の引張強
度を有し、且つ、比較鋼よりもすぐれた耐水素脆化特性
を有している。
試験片を四点曲げにより９８０ＭＰａの応力を負荷し、
0.５mol 硫酸＋0.０１mol ＫＳＣＮ溶液中でポテンショ
スタットを用いて、自然電位より卑な−８００ｍＶの電
位を与え、割れが発生する時間により評価した。図１に
試験結果を示す。縦軸は割れが発生した時間、横軸は引
張強さであって、焼戻し温度が低い方（１８０℃）が引
張強さが高くなっている。比較鋼に対して、Ｃａを添加
した適正な範囲の化学成分を有する本発明鋼は、いずれ
の熱処理条件においても、１１８０ＭＰａ以上の引張強
度を有し、且つ、比較鋼よりもすぐれた耐水素脆化特性
を有している。
【００２３】実施例２ 表２に示す鋼を１２３０℃に加熱して、仕上温度８００
℃にて板厚を3.０mmに圧延し、４８０℃で巻き取った。
これを酸洗した後、板厚1.８mmまで冷間圧延した。その
後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃まで空冷し、こ
の温度から水焼入れを行ない、焼戻しを行なった。焼戻
し条件は、基本的に１８０℃×１２分とし、鋼３のみ、
１００℃×１２分も行なった。以上の製造工程を経た
後、機械的特性と耐水素脆化特性を調査した。耐水素脆
化特性は、実施例１と同様の方法にて評価した。表３に
示す結果から明らかなように、適正な範囲の化学成分を
有する本発明鋼は、いずれも、１１８０ＭＰａ以上の引
張強度を有し、且つ、すぐれた耐水素脆化特性を有して
いる。
℃にて板厚を3.０mmに圧延し、４８０℃で巻き取った。
これを酸洗した後、板厚1.８mmまで冷間圧延した。その
後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃まで空冷し、こ
の温度から水焼入れを行ない、焼戻しを行なった。焼戻
し条件は、基本的に１８０℃×１２分とし、鋼３のみ、
１００℃×１２分も行なった。以上の製造工程を経た
後、機械的特性と耐水素脆化特性を調査した。耐水素脆
化特性は、実施例１と同様の方法にて評価した。表３に
示す結果から明らかなように、適正な範囲の化学成分を
有する本発明鋼は、いずれも、１１８０ＭＰａ以上の引
張強度を有し、且つ、すぐれた耐水素脆化特性を有して
いる。
【００２４】これに対して、比較鋼６及び８は、Ｃａ量
が少ないか、又はＣａが添加されていないために、割れ
が短時間で発生した。比較鋼７は、Ｃａ量が多いため
に、短時間で割れが発生した。比較鋼９は、Ｃ量が少な
いので、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかっ
た。反対に、比較鋼１０は、Ｃ量が多いので、その他の
元素量は適正であるにもかかわらず、耐水素脆化特性が
低下し、短時間で割れが発生した。また、比較鋼１１
は、Ｍｎ量が少ないので、焼入れ性が低下し、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。反対に、比較
鋼１２は、Ｍｎ量が多いため、その他の元素量が適正で
あるにもかかわらず、伸びが低下し、しかも、短時間で
割れが発生した。比較鋼３' は焼戻し温度が低いために
伸びが低い。比較鋼１３は、Ｓｉ量が1.０％を越える比
較例を示す。
が少ないか、又はＣａが添加されていないために、割れ
が短時間で発生した。比較鋼７は、Ｃａ量が多いため
に、短時間で割れが発生した。比較鋼９は、Ｃ量が少な
いので、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかっ
た。反対に、比較鋼１０は、Ｃ量が多いので、その他の
元素量は適正であるにもかかわらず、耐水素脆化特性が
低下し、短時間で割れが発生した。また、比較鋼１１
は、Ｍｎ量が少ないので、焼入れ性が低下し、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。反対に、比較
鋼１２は、Ｍｎ量が多いため、その他の元素量が適正で
あるにもかかわらず、伸びが低下し、しかも、短時間で
割れが発生した。比較鋼３' は焼戻し温度が低いために
伸びが低い。比較鋼１３は、Ｓｉ量が1.０％を越える比
較例を示す。
【００２５】
【表２】
【００２６】
【表３】
【００２７】実施例３ 表４に示す鋼を１２３０℃に加熱し、板厚を3.０mmに圧
延し、４８０℃で巻き取った。これを酸洗した後、板厚
1.８mmまで冷間圧延した。次いで、８５０℃で２分間保
持した後、水焼入れを行なう焼入れ焼戻し処理と、水焼
入れを行なわずに直接焼戻し温度に保持するステップク
ーリング処理とを行なった。焼戻し条件は、いずれの場
合も、１８０℃又は３００℃で加熱時間１２分とした。
以上の製造工程を経た後、実施例１と同様にして、耐水
素脆化特性を調査した。
延し、４８０℃で巻き取った。これを酸洗した後、板厚
1.８mmまで冷間圧延した。次いで、８５０℃で２分間保
持した後、水焼入れを行なう焼入れ焼戻し処理と、水焼
入れを行なわずに直接焼戻し温度に保持するステップク
ーリング処理とを行なった。焼戻し条件は、いずれの場
合も、１８０℃又は３００℃で加熱時間１２分とした。
以上の製造工程を経た後、実施例１と同様にして、耐水
素脆化特性を調査した。
【００２８】
【表４】
【００２９】図２に試験結果を示す。縦軸は割れが発生
した時間、横軸は引張強さであって、焼戻し温度が低い
方（１８０℃）が引張強さが高くなっている。比較鋼に
対して、Ｃａを添加した適正な範囲の化学成分を有する
本発明鋼は、いずれの熱処理条件においても、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ、比較鋼よりもすぐ
れた耐水素脆化特性を有している。
した時間、横軸は引張強さであって、焼戻し温度が低い
方（１８０℃）が引張強さが高くなっている。比較鋼に
対して、Ｃａを添加した適正な範囲の化学成分を有する
本発明鋼は、いずれの熱処理条件においても、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度を有し、且つ、比較鋼よりもすぐ
れた耐水素脆化特性を有している。
【００３０】実施例４ 表５に示す鋼を１２３０℃に加熱して、仕上温度８００
℃で板厚を3.０mmに圧延し、４８０℃で巻き取った。こ
れを酸洗した後、板厚1.８mmまで冷間圧延した。その
後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃まで空冷し、こ
の温度から水焼入れを行ない、焼戻しを行なった。焼戻
し条件は、基本的に１８０℃×１２分とし、鋼３のみ、
１００℃×１２分も行なった。以上の製造工程を経た
後、機械的特性と耐水素脆化特性を調査した。耐水素脆
化特性は、実施例１と同様の方法によって評価した。表
６に示す結果から明らかなように、適正な範囲の化学成
分を有する本発明鋼は、いずれも、１１８０ＭＰａ以上
の引張強度を有し、且つ、すぐれた耐水素脆化特性を有
している。
℃で板厚を3.０mmに圧延し、４８０℃で巻き取った。こ
れを酸洗した後、板厚1.８mmまで冷間圧延した。その
後、８５０℃で２分間保持し、７５０℃まで空冷し、こ
の温度から水焼入れを行ない、焼戻しを行なった。焼戻
し条件は、基本的に１８０℃×１２分とし、鋼３のみ、
１００℃×１２分も行なった。以上の製造工程を経た
後、機械的特性と耐水素脆化特性を調査した。耐水素脆
化特性は、実施例１と同様の方法によって評価した。表
６に示す結果から明らかなように、適正な範囲の化学成
分を有する本発明鋼は、いずれも、１１８０ＭＰａ以上
の引張強度を有し、且つ、すぐれた耐水素脆化特性を有
している。
【００３１】これに対して、比較鋼６及び８は、Ｃａ量
が少ないか、又はＣａが添加されていないために、割れ
が短時間で発生した。比較鋼７は、Ｃａ量が多いため
に、短時間で割れが発生した。比較鋼９は、Ｔｉ量が多
いために、また、比較鋼１０は、Ｃ量が少ないので、そ
れぞれ、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかっ
た。反対に、比較鋼１１は、Ｃ量が多いので、その他の
元素量は適正であるにもかかわらず、耐水素脆化特性が
低下し、短時間で割れが発生した。また、比較鋼１２
は、Ｍｎ量が少ないので、焼入れ性が低下し、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。反対に、比較
鋼１３は、Ｍｎ量が多いため、その他の元素量が適正で
あるにもかかわらず、伸びが低下し、しかも、短時間で
割れが発生した。
が少ないか、又はＣａが添加されていないために、割れ
が短時間で発生した。比較鋼７は、Ｃａ量が多いため
に、短時間で割れが発生した。比較鋼９は、Ｔｉ量が多
いために、また、比較鋼１０は、Ｃ量が少ないので、そ
れぞれ、１１８０ＭＰａ以上の引張強度が得られなかっ
た。反対に、比較鋼１１は、Ｃ量が多いので、その他の
元素量は適正であるにもかかわらず、耐水素脆化特性が
低下し、短時間で割れが発生した。また、比較鋼１２
は、Ｍｎ量が少ないので、焼入れ性が低下し、１１８０
ＭＰａ以上の引張強度が得られなかった。反対に、比較
鋼１３は、Ｍｎ量が多いため、その他の元素量が適正で
あるにもかかわらず、伸びが低下し、しかも、短時間で
割れが発生した。
【００３２】
【表５】
【００３３】
【表６】
【００３４】
【発明の効果】以上のように、本発明の方法によれば、
１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、水素脆化
に対してすぐれた耐性を有する超高強度鋼板を得ること
ができ、かかる鋼板は、例えば、自動車のバンパーやド
アの補強部材の軽量化のために好適に用いることができ
る。
１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有しながら、水素脆化
に対してすぐれた耐性を有する超高強度鋼板を得ること
ができ、かかる鋼板は、例えば、自動車のバンパーやド
アの補強部材の軽量化のために好適に用いることができ
る。
【図１】は、本発明鋼と比較鋼について、引張強さと割
れ時間との関係を示すグラフである。
れ時間との関係を示すグラフである。
【図２】は、別の本発明鋼と比較鋼について、引張強さ
と割れ時間との関係を示すグラフである。
と割れ時間との関係を示すグラフである。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 水野 正隆 兵庫県神戸市西区高塚台１丁目５番５号 株式会社神戸製鋼所神戸総合技術研究所内
Claims (2)
- 【請求項１】重量％でＣ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２０％以下、 Ｓ 0.０１０％以下、及び Ｃａ 0.００１％〜0.０１０％を含み、残部鉄及び不可
避的不純物元素からなる鋼スラブに、加熱温度１１００
℃以上、巻取り温度６００℃以下の条件にて熱間圧延を
行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗し、表面のスケー
ルを除き、冷間圧延を行なった後、連続焼鈍を行なうに
際して、Ａc1点以上、１０００℃以下の温度にて均熱し
た後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から７０℃／秒以上の
冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却して、マルテンサイト
変態を生ぜしめ、この後、再加熱するか、又はそのま
ま、１５０〜４００℃の温度で１〜２０分間加熱する焼
戻し処理を行なって、マルテンサイト組織を体積率にて
４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の耐水素脆化
特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法。 - 【請求項２】重量％でＣ 0.０８〜0.３０％、 Ｓｉ 1.０％未満、 Ｍｎ 1.５〜3.０％、 Ｐ 0.０２０％以下、 Ｓ 0.０１０％以下、 Ｔｉ 0.０１〜0.２０％、及び Ｃａ 0.００１％〜0.０１０％を含み、残部鉄及び不可
避的不純物元素からなる鋼スラブに、加熱温度１１００
℃以上、巻取り温度６００℃以下の条件にて熱間圧延を
行ない、次いで、得られた鋼板を酸洗し、表面のスケー
ルを除き、冷間圧延を行なった後、連続焼鈍を行なうに
際して、Ａc1点以上、１０００℃以下の温度にて均熱し
た後、徐冷し、Ａr1点以上の温度から７０℃／秒以上の
冷却速度にてＭｓ点以下まで冷却して、マルテンサイト
変態を生ぜしめ、この後、再加熱するか、又はそのま
ま、１５０〜４００℃の温度で１〜２０分間加熱する焼
戻し処理を行なって、マルテンサイト組織を体積率にて
４０％以上含み、強度１１８０ＭＰａ以上の耐水素脆化
特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27686594A JP3406094B2 (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27686594A JP3406094B2 (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08134549A true JPH08134549A (ja) | 1996-05-28 |
| JP3406094B2 JP3406094B2 (ja) | 2003-05-12 |
Family
ID=17575497
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27686594A Expired - Fee Related JP3406094B2 (ja) | 1994-11-10 | 1994-11-10 | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3406094B2 (ja) |
Cited By (12)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007198895A (ja) * | 2006-01-26 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の耐遅れ破壊性の評価方法 |
| JP2008101235A (ja) * | 2006-10-17 | 2008-05-01 | Denki Kogyo Co Ltd | 熱処理方法 |
| US7507307B2 (en) * | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| JP2009287102A (ja) * | 2008-05-30 | 2009-12-10 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2014019926A (ja) * | 2012-07-20 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8845831B2 (en) | 2009-02-02 | 2014-09-30 | Denki Kogyo Co., Ltd. | Heat treatment method |
| KR101665876B1 (ko) * | 2015-06-23 | 2016-10-13 | 주식회사 포스코 | 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법 |
| WO2017009936A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2017-01-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| WO2017009938A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2017-01-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| CN115698362A (zh) * | 2020-06-30 | 2023-02-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、构件及它们的制造方法 |
| WO2025060811A1 (zh) * | 2023-09-19 | 2025-03-27 | 北京车和家汽车科技有限公司 | 一种高强度抗氢脆的热成形钢及其制备方法和其应用 |
| JP2025541887A (ja) * | 2022-12-21 | 2025-12-23 | ポスコ カンパニー リミテッド | 高強度鋼板及びその製造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2011118126A1 (ja) | 2010-03-24 | 2011-09-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 超高強度部材の製造方法および使用方法 |
Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5328515A (en) * | 1976-08-30 | 1978-03-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of ultrahigh strength cold rolled steel sheet by continuous annealing |
| JPS55134155A (en) * | 1979-04-03 | 1980-10-18 | Nippon Steel Corp | Steel plate with superior hydrogen-induced crack resistance |
| JPS5644723A (en) * | 1979-09-20 | 1981-04-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel sheet having excellent workability |
| JPS59104428A (ja) * | 1982-12-03 | 1984-06-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延コイルの製法 |
| JPS6338520A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH03277743A (ja) * | 1990-03-27 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
| JPH04268016A (ja) * | 1991-02-20 | 1992-09-24 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性に優れたドアガードバー用高張力鋼板の製造方法 |
| JPH06299248A (ja) * | 1990-12-29 | 1994-10-25 | Nkk Corp | 加工性及び衝撃特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造法 |
-
1994
- 1994-11-10 JP JP27686594A patent/JP3406094B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5328515A (en) * | 1976-08-30 | 1978-03-16 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Production of ultrahigh strength cold rolled steel sheet by continuous annealing |
| JPS55134155A (en) * | 1979-04-03 | 1980-10-18 | Nippon Steel Corp | Steel plate with superior hydrogen-induced crack resistance |
| JPS5644723A (en) * | 1979-09-20 | 1981-04-24 | Nippon Steel Corp | Manufacture of high tensile strength steel sheet having excellent workability |
| JPS59104428A (ja) * | 1982-12-03 | 1984-06-16 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた熱延コイルの製法 |
| JPS6338520A (ja) * | 1986-08-01 | 1988-02-19 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 |
| JPH03277743A (ja) * | 1990-03-27 | 1991-12-09 | Kawasaki Steel Corp | 超高張力冷延鋼板およびその製造法 |
| JPH06299248A (ja) * | 1990-12-29 | 1994-10-25 | Nkk Corp | 加工性及び衝撃特性に優れた超高強度冷延鋼板の製造法 |
| JPH04268016A (ja) * | 1991-02-20 | 1992-09-24 | Kobe Steel Ltd | 圧壊特性に優れたドアガードバー用高張力鋼板の製造方法 |
Cited By (17)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US7507307B2 (en) * | 2002-06-10 | 2009-03-24 | Jfe Steel Corporation | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength |
| JP2007198895A (ja) * | 2006-01-26 | 2007-08-09 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の耐遅れ破壊性の評価方法 |
| JP2008101235A (ja) * | 2006-10-17 | 2008-05-01 | Denki Kogyo Co Ltd | 熱処理方法 |
| JP2009287102A (ja) * | 2008-05-30 | 2009-12-10 | Jfe Steel Corp | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| US8845831B2 (en) | 2009-02-02 | 2014-09-30 | Denki Kogyo Co., Ltd. | Heat treatment method |
| JP2014019926A (ja) * | 2012-07-20 | 2014-02-03 | Kobe Steel Ltd | 耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR101665876B1 (ko) * | 2015-06-23 | 2016-10-13 | 주식회사 포스코 | 열처리 경화형 강판 및 그 제조방법 |
| WO2017009938A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2017-01-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| WO2017009936A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2017-01-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| JPWO2017009938A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2018-03-29 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| JPWO2017009936A1 (ja) * | 2015-07-13 | 2018-04-19 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法 |
| US10808291B2 (en) | 2015-07-13 | 2020-10-20 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, galvannealed steel sheet, and manufacturing methods therefor |
| US10822672B2 (en) | 2015-07-13 | 2020-11-03 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet, hot-dip galvanized steel sheet, galvanized steel sheet, and manufacturing methods therefor |
| CN115698362A (zh) * | 2020-06-30 | 2023-02-03 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、构件及它们的制造方法 |
| CN115698362B (zh) * | 2020-06-30 | 2024-05-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 钢板、构件及它们的制造方法 |
| JP2025541887A (ja) * | 2022-12-21 | 2025-12-23 | ポスコ カンパニー リミテッド | 高強度鋼板及びその製造方法 |
| WO2025060811A1 (zh) * | 2023-09-19 | 2025-03-27 | 北京车和家汽车科技有限公司 | 一种高强度抗氢脆的热成形钢及其制备方法和其应用 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP3406094B2 (ja) | 2003-05-12 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US8137487B2 (en) | Method of production of high strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability | |
| US20210147953A1 (en) | Method for producing a high-strength steel strip with improved properties for further processing, and a steel strip of this type | |
| JP6700398B2 (ja) | 高降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP3858146B2 (ja) | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| US7507307B2 (en) | Method for producing cold rolled steel plate of super high strength | |
| JPH101740A (ja) | 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP3406094B2 (ja) | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度薄鋼板の製造方法 | |
| KR20230016218A (ko) | 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP3247908B2 (ja) | 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH1060593A (ja) | 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2002022904A1 (fr) | Plaque en acier ecroui presentant une tres haute resistance a la traction et procede de production | |
| JPH1161327A (ja) | 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 | |
| JPH0949026A (ja) | 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JPH0657375A (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265152B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP4265153B2 (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3254106B2 (ja) | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| 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 | |
| JP2621744B2 (ja) | 超高張力冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JPH10237547A (ja) | 高延性高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| KR102784307B1 (ko) | 성형성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조 방법 | |
| JPH0790488A (ja) | 耐水素脆化特性の優れた超高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP3254108B2 (ja) | 耐水素脆化特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP3286047B2 (ja) | 耐水素脆化特性の良好な加工用超高強度鋼板の製造法 | |
| JP3254107B2 (ja) | 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080307 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090307 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100307 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100307 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110307 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110307 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120307 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120307 Year of fee payment: 9 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130307 Year of fee payment: 10 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140307 Year of fee payment: 11 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |