JPH093609A - 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 - Google Patents
高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法Info
- Publication number
- JPH093609A JPH093609A JP8170672A JP17067296A JPH093609A JP H093609 A JPH093609 A JP H093609A JP 8170672 A JP8170672 A JP 8170672A JP 17067296 A JP17067296 A JP 17067296A JP H093609 A JPH093609 A JP H093609A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- temperature
- plate
- steel
- niobium
- 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.)
- Withdrawn
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/008—Martensite
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for drawing, e.g. for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有
圧延鋼板とその製造方法 【解決手段】 重量組成：Ｃ≦0.12％、0.5 ≦Mn≦1.5
％、０≦Si≦0.3 ％、０≦Ｐ≦0.1 ％、０≦Ｓ≦0.05
％、0.01≦Al≦0.1 ％、０≦Cr≦１％、0.01≦Nb≦0.1
％、０％≦Tieff ≦0.05％（Tieff は窒化物、硫化物ま
たは酸化物以外のチタンの含有率）を有し、その構造の
少なくとも75％はニオブまたはニオブとチタンの炭化物
または炭窒化物の析出で硬化されたフェライトで、残部
の少なくとも10％はマルテンサイトと、必要に応じて添
加されるベイナイトおよび残留オーステナイトとであ
る。
圧延鋼板とその製造方法 【解決手段】 重量組成：Ｃ≦0.12％、0.5 ≦Mn≦1.5
％、０≦Si≦0.3 ％、０≦Ｐ≦0.1 ％、０≦Ｓ≦0.05
％、0.01≦Al≦0.1 ％、０≦Cr≦１％、0.01≦Nb≦0.1
％、０％≦Tieff ≦0.05％（Tieff は窒化物、硫化物ま
たは酸化物以外のチタンの含有率）を有し、その構造の
少なくとも75％はニオブまたはニオブとチタンの炭化物
または炭窒化物の析出で硬化されたフェライトで、残部
の少なくとも10％はマルテンサイトと、必要に応じて添
加されるベイナイトおよび残留オーステナイトとであ
る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は冶金分野、特に自動
車産業で車両の構造部品を製造するための高い強度と優
れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板とその製造方法
とに関するものである。
車産業で車両の構造部品を製造するための高い強度と優
れた絞り加工性とを有する熱間圧延鋼板とその製造方法
とに関するものである。
【０００２】
【従来の技術】平らな熱間圧延製品の機械特性はストリ
ップ圧延機での圧延法で変わり、高い機械特性を有する
種々のグレードの鋼が存在している。降伏強度の高い鋼
（ＨＹＳ鋼またはＨＳＬＡ鋼とよばれている）はニオ
ブ、チタンまたはバナジウムの微量合金鋼である。この
鋼は降伏強度が高く、降伏強度の最小値は約300MPaから
約700 MPa である。この高い降伏強度はフェライト粒子
の微小化と硬化物微細析出(fine precipitation durcis
sante)とによって得られるが、この鋼は成形性が悪く、
特に最も高いグレードのものの成形性が悪い。この鋼の
降伏強度／引張強度比(Re/Rm) は高い。
ップ圧延機での圧延法で変わり、高い機械特性を有する
種々のグレードの鋼が存在している。降伏強度の高い鋼
（ＨＹＳ鋼またはＨＳＬＡ鋼とよばれている）はニオ
ブ、チタンまたはバナジウムの微量合金鋼である。この
鋼は降伏強度が高く、降伏強度の最小値は約300MPaから
約700 MPa である。この高い降伏強度はフェライト粒子
の微小化と硬化物微細析出(fine precipitation durcis
sante)とによって得られるが、この鋼は成形性が悪く、
特に最も高いグレードのものの成形性が悪い。この鋼の
降伏強度／引張強度比(Re/Rm) は高い。
【０００３】いわゆる２相(double phase または dual
phase)鋼はフェライトとマルテンサイトとから成る微細
構造を有する。フェライト変態は熱間圧延終了後時にAr
3 以下の温度まで鋼板を急冷し、その後室温で徐冷する
ことによって得られる。その後 M s以下の温度まで急冷
却するとマルテンサイト変態が起こる。この鋼は一定強
度レベルまでは非常に優れた成形性を示すが、強度が 6
50 MPa以上になると含有マルテンサイト比率が高くなる
ため成形性が悪くなる。いわゆる高強度(HS)鋼はフェラ
イトとベイナイトとから成る微細構造を有し、この鋼の
成形性は高い降伏強度を有する鋼と２相鋼との中間であ
るが、溶接性はこれら２種類の鋼に比べて低い。この鋼
の強度はＲm ＝600 MPa グレードに制限され、これ以上
では成形性が急速に低下する。
phase)鋼はフェライトとマルテンサイトとから成る微細
構造を有する。フェライト変態は熱間圧延終了後時にAr
3 以下の温度まで鋼板を急冷し、その後室温で徐冷する
ことによって得られる。その後 M s以下の温度まで急冷
却するとマルテンサイト変態が起こる。この鋼は一定強
度レベルまでは非常に優れた成形性を示すが、強度が 6
50 MPa以上になると含有マルテンサイト比率が高くなる
ため成形性が悪くなる。いわゆる高強度(HS)鋼はフェラ
イトとベイナイトとから成る微細構造を有し、この鋼の
成形性は高い降伏強度を有する鋼と２相鋼との中間であ
るが、溶接性はこれら２種類の鋼に比べて低い。この鋼
の強度はＲm ＝600 MPa グレードに制限され、これ以上
では成形性が急速に低下する。
【０００４】いわゆる極低炭素ベイナイト構造(ULCB)鋼
は薄片状フェライトとカーバイドとからなる非常に微細
な低炭素ベイナイト構造を有する。この鋼の製造時には
硼素さらにはニオブを微量添加してフェライト変態を阻
止する。この鋼では 750 MPa以上の極めて高い強度が得
られるが、成形性および延性はかなり悪い。TRIP（変態
誘起塑性）鋼はフェライト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトからなる微細構造を有する。この鋼は非常に
高い強度を示すが炭素含有率が高いために溶接性が極め
て悪い。強度と成形性と溶接性とを最も良く調和させる
ために、基本的に炭化チタンおよび／または炭化ニオビ
ウムの析出物で硬化されたフェライトとマルテンサイト
とを含み、さらに残留オーステナイトを含む構造の熱間
圧延鋼板用の鋼が開発されている（欧州特許第0,548,95
0 号参照）。この鋼は下記重量組成を有する： Ｃ≦0.18％、 0.5≦Si≦2.5 ％、 0.5 ≦Mn≦2.5 ％、
Ｐ≦0.05％ Ｓ≦0.02％、 0.01 ≦Al≦0.1 ％、0.02≦Ti≦0.5 ％お
よび／または0.03≦Nb≦１％、 Ｃ％≧0.05＋Ti/4＋Nb
/8
は薄片状フェライトとカーバイドとからなる非常に微細
な低炭素ベイナイト構造を有する。この鋼の製造時には
硼素さらにはニオブを微量添加してフェライト変態を阻
止する。この鋼では 750 MPa以上の極めて高い強度が得
られるが、成形性および延性はかなり悪い。TRIP（変態
誘起塑性）鋼はフェライト、ベイナイトおよび残留オー
ステナイトからなる微細構造を有する。この鋼は非常に
高い強度を示すが炭素含有率が高いために溶接性が極め
て悪い。強度と成形性と溶接性とを最も良く調和させる
ために、基本的に炭化チタンおよび／または炭化ニオビ
ウムの析出物で硬化されたフェライトとマルテンサイト
とを含み、さらに残留オーステナイトを含む構造の熱間
圧延鋼板用の鋼が開発されている（欧州特許第0,548,95
0 号参照）。この鋼は下記重量組成を有する： Ｃ≦0.18％、 0.5≦Si≦2.5 ％、 0.5 ≦Mn≦2.5 ％、
Ｐ≦0.05％ Ｓ≦0.02％、 0.01 ≦Al≦0.1 ％、0.02≦Ti≦0.5 ％お
よび／または0.03≦Nb≦１％、 Ｃ％≧0.05＋Ti/4＋Nb
/8
【０００５】この鋼は実際に高い強度（Rm＝ 700 MPa程
度）と優れた成形性（Re/Rm ＝0.65程度）とを有する
が、溶接性が所望値よりも低く、さらに表面外観が悪
く、「タイガーストライプ」とよばれる欠陥の存在が認
められる。これはカラミンの含有に起因し、デスケーリ
ングで除去することができない。この欠陥のためこの鋼
は目で見える部品に用いることができない。
度）と優れた成形性（Re/Rm ＝0.65程度）とを有する
が、溶接性が所望値よりも低く、さらに表面外観が悪
く、「タイガーストライプ」とよばれる欠陥の存在が認
められる。これはカラミンの含有に起因し、デスケーリ
ングで除去することができない。この欠陥のためこの鋼
は目で見える部品に用いることができない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】本発明の目的は強度が
高く、成形性に優れ、溶接性に優れ、しかも表面外観が
良いバランスのとれた鋼を熱間圧延鋼板ユーザーに提供
することにある。
高く、成形性に優れ、溶接性に優れ、しかも表面外観が
良いバランスのとれた鋼を熱間圧延鋼板ユーザーに提供
することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、下記重量組
成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦1.5 ％、 ０≦Si≦0.3 ％、 ０≦Ｐ≦0.1 ％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦0.1 ％、 ０≦Cr≦１％、 0.01≦Nb≦0.1 ％、 ０％≦Tieff ≦0.05％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物以外のチタンの
含有率）を有し、その構造の少なくとも75％はニオブま
たはニオブとチタンの炭化物または炭窒化物の析出で硬
化されたフェライトで、残部の少なくとも10％はマルテ
ンサイトと、必要に応じて添加されるベイナイトおよび
残留オーステナイトとであることを特徴とする高い強度
と優れた延伸性とを有する熱間圧延された鋼板を提供す
る。本発明の他の対象は上記鋼板の製造方法にある。
成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦1.5 ％、 ０≦Si≦0.3 ％、 ０≦Ｐ≦0.1 ％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦0.1 ％、 ０≦Cr≦１％、 0.01≦Nb≦0.1 ％、 ０％≦Tieff ≦0.05％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物以外のチタンの
含有率）を有し、その構造の少なくとも75％はニオブま
たはニオブとチタンの炭化物または炭窒化物の析出で硬
化されたフェライトで、残部の少なくとも10％はマルテ
ンサイトと、必要に応じて添加されるベイナイトおよび
残留オーステナイトとであることを特徴とする高い強度
と優れた延伸性とを有する熱間圧延された鋼板を提供す
る。本発明の他の対象は上記鋼板の製造方法にある。
【０００８】
【発明の実施の形態】本発明の鋼板は、同じ用途での公
知の鋼板に比べて、先ず第１に珪素含有率がはるかに低
く、ニオブとチタンの含有率の幅が狭く、構造の各相の
分布に対する要求がより厳密である点で公知の鋼板とは
異なっている。この構造、従って、鋼板の所望特性を得
るためには、熱間圧延直後の熱処理に特定条件が必要に
なる。本発明鋼はその組成および製造方法によっていく
つかの観点でＨＹＳ鋼と２相鋼とを組み合わせた特性を
示す。以下、本発明鋼板の顕微鏡写真である図１を参照
して本発明をさらに詳細に説明する。
知の鋼板に比べて、先ず第１に珪素含有率がはるかに低
く、ニオブとチタンの含有率の幅が狭く、構造の各相の
分布に対する要求がより厳密である点で公知の鋼板とは
異なっている。この構造、従って、鋼板の所望特性を得
るためには、熱間圧延直後の熱処理に特定条件が必要に
なる。本発明鋼はその組成および製造方法によっていく
つかの観点でＨＹＳ鋼と２相鋼とを組み合わせた特性を
示す。以下、本発明鋼板の顕微鏡写真である図１を参照
して本発明をさらに詳細に説明する。
【０００９】本発明の熱間圧延鋼板を得るためには、先
ず最初に炭素含有率が0.12％以下、マンガン含有率が
0.5〜1.5 ％、珪素含有率が 0.3％以下、リン含有率が
0.1％以下、硫黄含有率が0.05％以下、アルミニウム含
有率が0.01％〜 0.1％、クロム含有率が１％以下、ニオ
ブ含有率が0.01％〜0.10％、有効チタン含有率（この用
語の意味は後で説明する）が0.03〜0.15％、ニオブ含有
率が 0〜0.05％である鋼（数字は全て重量％）を溶融
し、スラブに鋳造する。次いで、ストリップ圧延機を用
いてスラブを熱間圧延して厚さ数mmの鋼板を作る。スト
リップ圧延機の出口で少なくとも75％のフェライトと少
なくとも10％のマルテンサイトとを含む微細構造が形成
されるように鋼板を熱処理する。フェライトはニオブの
炭化物または炭窒化物、さらにはチタンの炭化物または
炭窒化物（チタンがかなりの量で存在する場合）を析出
させることによって硬化される。必要に応じて微細構造
はベイナイトおよび残留オーステナイトをさらに含むこ
とができる。
ず最初に炭素含有率が0.12％以下、マンガン含有率が
0.5〜1.5 ％、珪素含有率が 0.3％以下、リン含有率が
0.1％以下、硫黄含有率が0.05％以下、アルミニウム含
有率が0.01％〜 0.1％、クロム含有率が１％以下、ニオ
ブ含有率が0.01％〜0.10％、有効チタン含有率（この用
語の意味は後で説明する）が0.03〜0.15％、ニオブ含有
率が 0〜0.05％である鋼（数字は全て重量％）を溶融
し、スラブに鋳造する。次いで、ストリップ圧延機を用
いてスラブを熱間圧延して厚さ数mmの鋼板を作る。スト
リップ圧延機の出口で少なくとも75％のフェライトと少
なくとも10％のマルテンサイトとを含む微細構造が形成
されるように鋼板を熱処理する。フェライトはニオブの
炭化物または炭窒化物、さらにはチタンの炭化物または
炭窒化物（チタンがかなりの量で存在する場合）を析出
させることによって硬化される。必要に応じて微細構造
はベイナイトおよび残留オーステナイトをさらに含むこ
とができる。
【００１０】本発明鋼は炭素含有率が低いので優れた溶
接性を維持し、所望のマルテンサイト比を得ることがで
きる。マンガンは、 1) 固溶体中にあり、 2) Ar3 点を下げることによって圧延終了時の温度を低
下させ、微細なフェライト粒子を生成させ、 3) 硬化性(trempant)元素であるので、硬化剤の役目を
する。しかし、その含有率が高いと縞状組織ができ、耐
疲労性および／または成形性が低下する。従って、マン
ガンの最大含有率は 1.5％に限定されなければならな
い。
接性を維持し、所望のマルテンサイト比を得ることがで
きる。マンガンは、 1) 固溶体中にあり、 2) Ar3 点を下げることによって圧延終了時の温度を低
下させ、微細なフェライト粒子を生成させ、 3) 硬化性(trempant)元素であるので、硬化剤の役目を
する。しかし、その含有率が高いと縞状組織ができ、耐
疲労性および／または成形性が低下する。従って、マン
ガンの最大含有率は 1.5％に限定されなければならな
い。
【００１１】珪素はアルファゲン元素で、フェライト変
態を促進する。珪素は固溶体中で硬化剤である。しか
し、本発明は欧州特許第 548 950号に記載の従来法に比
べて鋼の珪素含有率を大幅に低下させている。公知の鋼
で見られる表面外観上の問題は再加熱炉中でスラブ表面
上にFe2SiO4 酸化物 (FeO 酸化物と一緒に融点の低い共
晶を構成する）が現れることにあるので、珪素含有率を
大幅に低下させることは重要である。この共晶は粒界に
侵入してカラミンの固着を促進させる。このカラミンは
デスケーリングを行っても部分的にしか除去できない。
珪素含有率を低下することによる他の利点は鋼の溶接性
が向上することにある。本発明鋼はその組成および製造
方法を遵守する限り、珪素含有率は低くてもよく、極め
て低い珪素含有率が許される。
態を促進する。珪素は固溶体中で硬化剤である。しか
し、本発明は欧州特許第 548 950号に記載の従来法に比
べて鋼の珪素含有率を大幅に低下させている。公知の鋼
で見られる表面外観上の問題は再加熱炉中でスラブ表面
上にFe2SiO4 酸化物 (FeO 酸化物と一緒に融点の低い共
晶を構成する）が現れることにあるので、珪素含有率を
大幅に低下させることは重要である。この共晶は粒界に
侵入してカラミンの固着を促進させる。このカラミンは
デスケーリングを行っても部分的にしか除去できない。
珪素含有率を低下することによる他の利点は鋼の溶接性
が向上することにある。本発明鋼はその組成および製造
方法を遵守する限り、珪素含有率は低くてもよく、極め
て低い珪素含有率が許される。
【００１２】珪素と同様にリンはアルファゲンであり、
硬化性である。しかし、その含有率は 0.1％に制限しな
ければならず、できるだけ少量にする。リンの含有率が
高いと半分の厚さで分離が生じ、それによって剥離が発
生する危険性がある。さらに粒界で分離が起り、脆性が
増大する危険がある。厳密に言えば必要ではないが、ク
ロムは添加する（１％以下）のが好ましく、それによっ
てマルテンサイトの生成およびフェライト変態が促進さ
れる。
硬化性である。しかし、その含有率は 0.1％に制限しな
ければならず、できるだけ少量にする。リンの含有率が
高いと半分の厚さで分離が生じ、それによって剥離が発
生する危険性がある。さらに粒界で分離が起り、脆性が
増大する危険がある。厳密に言えば必要ではないが、ク
ロムは添加する（１％以下）のが好ましく、それによっ
てマルテンサイトの生成およびフェライト変態が促進さ
れる。
【００１３】ニオブとチタンは、フェライトを硬化させ
る炭化物および炭素窒化物の析出を生成する微量合金元
素である。これらの添加の目的（チタンの添加に関して
は任意）はその硬化作用によって高い強度レベルを得る
ことにある。本発明鋼の組成の大きな特徴はニオブの存
在である。フェライト−マルテンサイトの２相型構造を
得たい場合には一般にはニオブは添加しない。すなわ
ち、ニオブは鋼の非再結晶温度を上昇させる結果、オー
ステナイトの加工硬化が高くなり、粒子寸法が不均一に
なる恐れがある。さらに、ニオブの炭化物および炭窒化
物の析出によってフェライト変態が抑制される。そのた
め、ニオブの存在下で完全に硬化された等軸フェライト
を生成させるには、以下に説明する熱間圧延された鋼板
の冷却スキームのうちの１つに従うことが絶対条件であ
る。
る炭化物および炭素窒化物の析出を生成する微量合金元
素である。これらの添加の目的（チタンの添加に関して
は任意）はその硬化作用によって高い強度レベルを得る
ことにある。本発明鋼の組成の大きな特徴はニオブの存
在である。フェライト−マルテンサイトの２相型構造を
得たい場合には一般にはニオブは添加しない。すなわ
ち、ニオブは鋼の非再結晶温度を上昇させる結果、オー
ステナイトの加工硬化が高くなり、粒子寸法が不均一に
なる恐れがある。さらに、ニオブの炭化物および炭窒化
物の析出によってフェライト変態が抑制される。そのた
め、ニオブの存在下で完全に硬化された等軸フェライト
を生成させるには、以下に説明する熱間圧延された鋼板
の冷却スキームのうちの１つに従うことが絶対条件であ
る。
【００１４】任意要素のチタン添加で得られるフェライ
トの硬化作用はチタンが炭化物と結合可能な場合にしか
得られない。従って、チタンを液体鋼浴に添加する際に
チタンの酸化物、窒化物および硫化物の生成の可能性を
考慮しなければならない。大量の酸化物の生成は液体鋼
の脱酸時にアルミニウムを添加することで容易に防止で
きる。窒化物および硫化物の生成は液体鋼中の窒素およ
び硫黄の含有率に依存する。溶融および鋳造時に窒素と
硫黄の含有率を大幅に制限きない場合には十分な量のチ
タンを金属浴に添加して、窒化物および硫化物が析出し
た後の凝固金属中に含まれる窒化物、硫化物または酸化
物以外のチタン（炭化物および炭窒化物を形成可能なチ
タン）が0.05％以下となるようにする必要がある。これ
を「有効チタン含有率」（i eff ％と略記）という。ア
ルミニウムを用いて鋼を脱酸する場合には、凝固時に金
属中で達成される熱力学的な平衡を考慮して、この有効
チタン含有率は鋼中の全チタン含有率をTi total％とす
ると、下記で表すことができる： Tieff ％＝Titotal ％− 3.4×Ｎ％− 1.5×Ｓ％
トの硬化作用はチタンが炭化物と結合可能な場合にしか
得られない。従って、チタンを液体鋼浴に添加する際に
チタンの酸化物、窒化物および硫化物の生成の可能性を
考慮しなければならない。大量の酸化物の生成は液体鋼
の脱酸時にアルミニウムを添加することで容易に防止で
きる。窒化物および硫化物の生成は液体鋼中の窒素およ
び硫黄の含有率に依存する。溶融および鋳造時に窒素と
硫黄の含有率を大幅に制限きない場合には十分な量のチ
タンを金属浴に添加して、窒化物および硫化物が析出し
た後の凝固金属中に含まれる窒化物、硫化物または酸化
物以外のチタン（炭化物および炭窒化物を形成可能なチ
タン）が0.05％以下となるようにする必要がある。これ
を「有効チタン含有率」（i eff ％と略記）という。ア
ルミニウムを用いて鋼を脱酸する場合には、凝固時に金
属中で達成される熱力学的な平衡を考慮して、この有効
チタン含有率は鋼中の全チタン含有率をTi total％とす
ると、下記で表すことができる： Tieff ％＝Titotal ％− 3.4×Ｎ％− 1.5×Ｓ％
【００１５】このチタンの添加によってニオブ添加の効
果が補強されてさらに高い強度レベルが得られる。しか
し、規定量以上のニオブとチタンを添加しても硬化作用
が飽和するので無意味である。本発明の鋼板の製造には
所望性能レベルおよび金属組成に応じて種々の操作を採
用することができる。
果が補強されてさらに高い強度レベルが得られる。しか
し、規定量以上のニオブとチタンを添加しても硬化作用
が飽和するので無意味である。本発明の鋼板の製造には
所望性能レベルおよび金属組成に応じて種々の操作を採
用することができる。
【００１６】本発明の全ての鋼、特にニオブ含有率が0.
02〜0.1 ％である鋼に適用可能な標準的な第１の操作方
法（No.1）の操作順序は以下のとおりである： 1) 下記重量組成を有する鋼を溶融してスラブに鋳造す
る： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.01≦Nb≦0.1 ％； ０≦Tieff ≦0.05％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） 2) 圧延終了時の温度(TFL) が鋳造グレードのAr3 点と
950 ℃との間となる条件でストリップ圧延機を用いて上
記スラブを圧延し、
02〜0.1 ％である鋼に適用可能な標準的な第１の操作方
法（No.1）の操作順序は以下のとおりである： 1) 下記重量組成を有する鋼を溶融してスラブに鋳造す
る： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦ 1.5％、 ０≦Si≦ 0.3％、 ０≦Ｐ≦ 0.1％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦ 0.1％、 ０≦Cr≦１％、 0.01≦Nb≦0.1 ％； ０≦Tieff ≦0.05％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物の形以外のチタ
ンの含有率） 2) 圧延終了時の温度(TFL) が鋳造グレードのAr3 点と
950 ℃との間となる条件でストリップ圧延機を用いて上
記スラブを圧延し、
【００１７】3) ストリップ圧延機出口で下記２段階で
冷却する：段階１ ：TFL から急冷開始温度(TDT)(730 ℃と鋳造グレ
ードのAr1 点との間にある) まで空気中で２〜15℃／秒
の速度で徐冷する。この冷却中にフェライト変態が起こ
る。通常フェライト変態を適切に進行させるために（フ
ェライト変態はニオブの炭化物および炭窒化物の存在下
で抑制される）この段階は８秒以上でなければならな
い。析出の寸法が大きくなりすぎて鋼板の引張強度が損
なわれるのを防ぐためにこの冷却は40秒以内でなければ
ならない。段階２ ：例えば水の噴霧によって TDTから 300℃または
それ以下のいわゆる冷却終了時温度(TFR) まで20〜150
℃／秒の速度で急冷する。 上記操作後に鋼板を直ぐに巻き取るか、空気中に放置し
た後に巻き取ることができる。
冷却する：段階１ ：TFL から急冷開始温度(TDT)(730 ℃と鋳造グレ
ードのAr1 点との間にある) まで空気中で２〜15℃／秒
の速度で徐冷する。この冷却中にフェライト変態が起こ
る。通常フェライト変態を適切に進行させるために（フ
ェライト変態はニオブの炭化物および炭窒化物の存在下
で抑制される）この段階は８秒以上でなければならな
い。析出の寸法が大きくなりすぎて鋼板の引張強度が損
なわれるのを防ぐためにこの冷却は40秒以内でなければ
ならない。段階２ ：例えば水の噴霧によって TDTから 300℃または
それ以下のいわゆる冷却終了時温度(TFR) まで20〜150
℃／秒の速度で急冷する。 上記操作後に鋼板を直ぐに巻き取るか、空気中に放置し
た後に巻き取ることができる。
【００１８】本発明の全ての鋼、特にニオブの含有率が
0.02％〜0.1 ％である鋼に適用可能な同様に標準化され
た第２の操作方法（No.2）では、上記操作1)および2)は
同じであるが、操作3)は２段階でなく下記３段階の冷却
である：段階１ ：熱間圧延終了後10秒以内に開始し、TFL から各
グレードのAr3 点よりも低い中間温度（Ｔinter ）まで
20〜150 ℃／秒の速度で水を用いて急冷する。この操作
中、鋼はオーステナイト領域のままである。段階２ ：Ｔinter からTDT(各グレードの Ar1点と730 ℃
との間にある) まで２〜15℃／秒の速度で５秒以上40秒
以下の時間緩やかに空冷する。この段階でフェライト変
態が起る。この場合も冷却時間の最低値を規定する目的
はニオブの存在下でもフェライト変態を正しく進行させ
るためである。段階３ ：TDT から TFRまで20〜150 ℃／秒の速度で水で
急冷する。 TFRの温度は300 ℃以下にする。この場合も
予め空気中に放置した後または放置せずに鋼板を巻取る
ことができる。
0.02％〜0.1 ％である鋼に適用可能な同様に標準化され
た第２の操作方法（No.2）では、上記操作1)および2)は
同じであるが、操作3)は２段階でなく下記３段階の冷却
である：段階１ ：熱間圧延終了後10秒以内に開始し、TFL から各
グレードのAr3 点よりも低い中間温度（Ｔinter ）まで
20〜150 ℃／秒の速度で水を用いて急冷する。この操作
中、鋼はオーステナイト領域のままである。段階２ ：Ｔinter からTDT(各グレードの Ar1点と730 ℃
との間にある) まで２〜15℃／秒の速度で５秒以上40秒
以下の時間緩やかに空冷する。この段階でフェライト変
態が起る。この場合も冷却時間の最低値を規定する目的
はニオブの存在下でもフェライト変態を正しく進行させ
るためである。段階３ ：TDT から TFRまで20〜150 ℃／秒の速度で水で
急冷する。 TFRの温度は300 ℃以下にする。この場合も
予め空気中に放置した後または放置せずに鋼板を巻取る
ことができる。
【００１９】上記操作方法での操作3)の段階１での水を
用いた冷却の役目は鋼板を迅速にフェライト変態領域に
移行させることにある。従って、この変態は水を用いた
冷却終了直後に開始する。この変態は２段階操作法の場
合よりも迅速且つより低温で起こり、その結果、 1) 所定の空冷時間（この時間は冷却テーブルの長さで
限定される）内により迅速すなわちより完全な変態が起
こり、 2) フェライト粒子の寸法がより細かくなり、 3) ニオブおよびチタンの炭化物および炭窒化物の析出
がより微細になり、より硬くなる。
用いた冷却の役目は鋼板を迅速にフェライト変態領域に
移行させることにある。従って、この変態は水を用いた
冷却終了直後に開始する。この変態は２段階操作法の場
合よりも迅速且つより低温で起こり、その結果、 1) 所定の空冷時間（この時間は冷却テーブルの長さで
限定される）内により迅速すなわちより完全な変態が起
こり、 2) フェライト粒子の寸法がより細かくなり、 3) ニオブおよびチタンの炭化物および炭窒化物の析出
がより微細になり、より硬くなる。
【００２０】鋼中のニオブ含有率が比較的低い場合、す
なわちニオブ含有率が0.01％〜0.02％の場合、ニオブの
量はフェライト変態を大幅に抑制するほどのものではな
いので、上記２つの操作方法の操作3)の緩やかな空冷段
階の最短時間を規定することはもはや必須ではない。上
記方法によって、最低保証強度が 650〜750 MPa で、Ｒ
e ／Ｒm 比が 0.8以下で、最高グレードでの加工硬化係
数が少なくとも0.13で、全伸び率が少なくとも15％であ
る鋼板が得られる。引張応力−歪曲線には降伏限界プラ
トーがなく、そのため絞り加工性が向上する。また、デ
スケーリング後の製品表面に「タイガーストライプ」が
見られない。すなわち本発明の目的が達成される。
なわちニオブ含有率が0.01％〜0.02％の場合、ニオブの
量はフェライト変態を大幅に抑制するほどのものではな
いので、上記２つの操作方法の操作3)の緩やかな空冷段
階の最短時間を規定することはもはや必須ではない。上
記方法によって、最低保証強度が 650〜750 MPa で、Ｒ
e ／Ｒm 比が 0.8以下で、最高グレードでの加工硬化係
数が少なくとも0.13で、全伸び率が少なくとも15％であ
る鋼板が得られる。引張応力−歪曲線には降伏限界プラ
トーがなく、そのため絞り加工性が向上する。また、デ
スケーリング後の製品表面に「タイガーストライプ」が
見られない。すなわち本発明の目的が達成される。
【００２１】
【実施例】〔表１〕に記載の鋼グレードについて本発明
の試験を行った（チタン含有率は既に説明したように全
チタン含有率から計算した有効チタン含有率である）。
の試験を行った（チタン含有率は既に説明したように全
チタン含有率から計算した有効チタン含有率である）。
【００２２】
【表１】 この試験から〔表２〕に示す結果が得られた。ここで、
ｔはフェライト変態が起こる空冷段階の継続時間を表
し、Ｒp0.2は通常の 0.2％オフセット降伏応力を表し、
ｎは加工硬化係数を示し、冷却方法の欄は上記２種類の
操作法を表す。
ｔはフェライト変態が起こる空冷段階の継続時間を表
し、Ｒp0.2は通常の 0.2％オフセット降伏応力を表し、
ｎは加工硬化係数を示し、冷却方法の欄は上記２種類の
操作法を表す。
【００２３】
【表２】 上記の結果から、グレードＢおよびＣにおいて、基準鋼
Ａにニオブとチタンを添加することによって、特に３段
階で冷却するNo.2の操作方法を用いた場合に、Ｒp0.2／
Ｒm の比を適当な値に保ちながら鋼の強度を大きく増加
させることが可能であることがわかる。さらに、最後の
２つの試験結果から、鋼板に対する空冷が短すぎてフェ
ライト変態が十分に進行しない場合にはニオブ添加に全
く効果がないこと、すなわち基準鋼に対して強度が向上
せず、Ｒp0.2／Ｒm 比はむしろ大きく低下することがわ
かる。これら２つの試験で取り上げたグレードＢは珪素
の含有率がそれほど高くない上にリンの含有率が低く、
フェライト変態、従ってマルテンサイトの生成にとって
不利なため、特にこのファクターに敏感である。従って
硬質相はベイナイトおよび／またはパーライトで構成さ
れる。
Ａにニオブとチタンを添加することによって、特に３段
階で冷却するNo.2の操作方法を用いた場合に、Ｒp0.2／
Ｒm の比を適当な値に保ちながら鋼の強度を大きく増加
させることが可能であることがわかる。さらに、最後の
２つの試験結果から、鋼板に対する空冷が短すぎてフェ
ライト変態が十分に進行しない場合にはニオブ添加に全
く効果がないこと、すなわち基準鋼に対して強度が向上
せず、Ｒp0.2／Ｒm 比はむしろ大きく低下することがわ
かる。これら２つの試験で取り上げたグレードＢは珪素
の含有率がそれほど高くない上にリンの含有率が低く、
フェライト変態、従ってマルテンサイトの生成にとって
不利なため、特にこのファクターに敏感である。従って
硬質相はベイナイトおよび／またはパーライトで構成さ
れる。
【００２４】図１の顕微鏡写真は 0.050％のニオブと
0.010％のチタンとを含有するグレードＢに相当する鋼
の組織を示す。熱間圧延された鋼板の冷却はNo.2の操作
方法で行った。明るい領域は等軸フェライトで、組織の
85％を占める。暗い領域はマルテンサイトで、残りの組
織のほぼ全てを占める。本発明鋼は自動車の構造部品、
例えばシャーシ要素、ホイール、サスペンジョンアーム
や、機械的応力に対して高い強度を必要とするプレス部
品の製造で特に利用できる。
0.010％のチタンとを含有するグレードＢに相当する鋼
の組織を示す。熱間圧延された鋼板の冷却はNo.2の操作
方法で行った。明るい領域は等軸フェライトで、組織の
85％を占める。暗い領域はマルテンサイトで、残りの組
織のほぼ全てを占める。本発明鋼は自動車の構造部品、
例えばシャーシ要素、ホイール、サスペンジョンアーム
や、機械的応力に対して高い強度を必要とするプレス部
品の製造で特に利用できる。
【図１】 本発明の鋼板の顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 ジャン−ピエール ポルセ フランス国 13270 フォ スュル メー ル ルマゼ ルート ドゥ ラ トラマン タン 120
Claims (6)
- 【請求項１】 下記重量組成： Ｃ≦0.12％、 0.5 ≦Mn≦1.5 ％、 ０≦Si≦0.3 ％、 ０≦Ｐ≦0.1 ％、 ０≦Ｓ≦0.05％、 0.01≦Al≦0.1 ％、 ０≦Cr≦１％、 0.01≦Nb≦0.1 ％、 ０％≦Tieff ≦0.05％ （Tieff は窒化物、硫化物または酸化物以外のチタンの
含有率）を有し、その構造の少なくとも75％はニオブま
たはニオブとチタンの炭化物または炭窒化物の析出で硬
化されたフェライトで、残部の少なくとも10％はマルテ
ンサイトと、必要に応じて添加されるベイナイトおよび
残留オーステナイトとであることを特徴とする高い強度
と優れた延伸性とを有する熱間圧延された鋼板。 - 【請求項２】 ニオブ含有率が 0.010〜0.020 ％である
請求項１に記載の鋼板。 - 【請求項３】 1) 請求項１に記載の鋼板の組成を有する
鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、2) 圧延終了温度が
Ar3 点〜950 ℃となる条件で上記スラブを板状に熱間圧
延し、3) 板を２〜15℃／秒の速度で８〜40秒間 Ar1点
〜730 ℃の温度まで緩やかに冷却し、4) 板を20〜150
℃／秒の速度で 300℃以下の温度まで急冷することを特
徴とする高い強度と優れた延伸性を有する圧延鋼板の製
造方法。 - 【請求項４】 1) 請求項１に記載の鋼板の組成を有する
鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、2)圧延終了温度が A
r3点〜950 ℃となるような条件でスラブを板状に熱間圧
延し、3) 熱間圧延終了後10秒以内に板を20〜150 ℃／
秒の速度でAr3点以下の温度まで急冷し、4) 板を２〜1
5℃／秒の速度で５〜40秒間 Ar1点〜730 ℃の温度まで
緩やかに冷却し、5) 板を20〜150 ℃／秒の速度で300
℃以下の温度まで急冷することを特徴とする高い強度と
優れた延伸性を有する圧延鋼板の製造方法。 - 【請求項５】 1) 請求項２に記載の鋼板の組成を有する
鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、2)圧延終了時の温度
が Ar3点〜950 ℃となるような条件でスラブを板状に熱
間圧延し、3) 板を２〜15℃／秒の速度で５〜40秒間 A
t1〜730 ℃の温度まで緩やかに冷却し、4) 板を20〜15
0 ℃／秒の速度で300 ℃以下の温度まで急冷することを
特徴とする高い強度と優れた延伸性を有する圧延鋼板の
製造方法。 - 【請求項６】 1) 請求項２に記載の鋼板の組成を有す
る鋼を溶融、鋳造してスラブを作り、2) 圧延終了時の
温度が Ar3点〜950 ℃となるような条件でスラブを板状
に熱間圧延し、3) 熱間圧延終了後10秒以内に板を20〜
150 ℃／秒の速度で Ar3点以下の温度まで急冷し、4)
次いで、板を２〜15℃／秒の速度で40秒以内にAr1 点〜
730 ℃の温度まで緩やかに冷却し、5) 板を20〜150 ℃
／秒の速度で300 ℃以下の温度まで急冷することを特徴
とする高い強度と優れた延伸性を有する圧延鋼板の製造
方法。
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| FR9506746 | 1995-06-08 | ||
| FR9506746A FR2735148B1 (fr) | 1995-06-08 | 1995-06-08 | Tole d'acier laminee a chaud a haute resistance et haute emboutissabilite renfermant du niobium, et ses procedes de fabrication. |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH093609A true JPH093609A (ja) | 1997-01-07 |
Family
ID=9479730
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8170672A Withdrawn JPH093609A (ja) | 1995-06-08 | 1996-06-10 | 高い強度と優れた延伸性を有するニオブ含有圧延鋼板とその製造方法 |
Country Status (9)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5817196A (ja) |
| EP (1) | EP0747495B1 (ja) |
| JP (1) | JPH093609A (ja) |
| AT (1) | ATE189007T1 (ja) |
| BR (1) | BR9602713A (ja) |
| CA (1) | CA2178306A1 (ja) |
| DE (1) | DE69606226T2 (ja) |
| ES (1) | ES2143726T3 (ja) |
| FR (1) | FR2735148B1 (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002521562A (ja) * | 1998-07-24 | 2002-07-16 | エス・エム・エス・デマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 二相鋼の製造方法及び製造装置 |
| KR20180069030A (ko) * | 2015-11-19 | 2018-06-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
Families Citing this family (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4177478B2 (ja) * | 1998-04-27 | 2008-11-05 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性、パネル形状性、耐デント性に優れた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及びそれらの製造方法 |
| EP0952233B1 (en) * | 1998-04-21 | 2003-03-19 | KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. | Steel wire rod or bar with good cold deformability and machine parts made thereof |
| JP3524790B2 (ja) * | 1998-09-30 | 2004-05-10 | 株式会社神戸製鋼所 | 塗膜耐久性に優れた塗装用鋼材およびその製造方法 |
| DE19910582A1 (de) * | 1999-03-10 | 2000-09-28 | Mahle Gmbh | Gebauter Kolben |
| BE1013359A3 (fr) * | 2000-03-22 | 2001-12-04 | Centre Rech Metallurgique | Procede pour la fabrication d'une bande en acier multiphase laminee a chaud. |
| NL1016042C2 (nl) * | 2000-08-29 | 2001-07-24 | Corus Technology B V | Warmgewalste stalen band, werkwijze voor het vervaardigen ervan, en een daarmee vervaardigde wielschijf. |
| KR101044161B1 (ko) * | 2003-06-12 | 2011-06-24 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 저항복비 고강도 고인성의 열간압연 강판과 용접강관 |
| DE10327383C5 (de) * | 2003-06-18 | 2013-10-17 | Aceria Compacta De Bizkaia S.A. | Anlage zur Herstellung von Warmband mit Dualphasengefüge |
| KR101619786B1 (ko) * | 2010-01-08 | 2016-05-13 | 삼성디스플레이 주식회사 | 바텀 샤시의 제조 방법, 이에 따라 제조된 바텀 샤시, 액정 표시 장치의 제조 방법 및 이에 따라 제조된 액정 표시 장치 |
| GB2548049B (en) * | 2014-12-19 | 2021-12-29 | Nucor Corp | Hot rolled light-gauge martensitic steel sheet and method for making the same |
| BR112020000917A2 (pt) | 2017-07-25 | 2020-07-21 | Tata Steel Ijmuiden B.V. | tira de aço, folha ou espaço em branco para produzir uma peça formada a quente, peça, e método para formar a quente um espaço em branco dentro de uma peça |
Family Cites Families (8)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| DE236258C (ja) * | ||||
| ZA705046B (en) * | 1969-07-30 | 1971-04-28 | Armco Steel Corp | Process for production of high strength low alloy steel |
| US3897280A (en) * | 1972-12-23 | 1975-07-29 | Nippon Steel Corp | Method for manufacturing a steel sheet and product obtained thereby |
| DE2438405A1 (de) * | 1973-08-13 | 1975-02-27 | Albright & Wilson | Unlegierte, kohlenstoffarme, niobhaltige staehle und deren inchromierte erzeugnisse |
| US4033789A (en) * | 1976-03-19 | 1977-07-05 | Jones & Laughlin Steel Corporation | Method of producing a high strength steel having uniform elongation |
| US4141761A (en) * | 1976-09-27 | 1979-02-27 | Republic Steel Corporation | High strength low alloy steel containing columbium and titanium |
| JPS6126756A (ja) * | 1984-07-17 | 1986-02-06 | Kawasaki Steel Corp | 良化成処理性を有する極低炭素鋼板 |
| JPH05179397A (ja) * | 1991-12-31 | 1993-07-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 疲労強度の優れた熱延鋼板およびその製造方法 |
-
1995
- 1995-06-08 FR FR9506746A patent/FR2735148B1/fr not_active Expired - Fee Related
-
1996
- 1996-05-10 AT AT96401007T patent/ATE189007T1/de not_active IP Right Cessation
- 1996-05-10 ES ES96401007T patent/ES2143726T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1996-05-10 DE DE69606226T patent/DE69606226T2/de not_active Revoked
- 1996-05-10 EP EP96401007A patent/EP0747495B1/fr not_active Revoked
- 1996-05-15 US US08/648,449 patent/US5817196A/en not_active Expired - Fee Related
- 1996-06-05 CA CA002178306A patent/CA2178306A1/fr not_active Abandoned
- 1996-06-07 BR BR9602713A patent/BR9602713A/pt not_active IP Right Cessation
- 1996-06-10 JP JP8170672A patent/JPH093609A/ja not_active Withdrawn
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002521562A (ja) * | 1998-07-24 | 2002-07-16 | エス・エム・エス・デマーク・アクチエンゲゼルシャフト | 二相鋼の製造方法及び製造装置 |
| KR20180069030A (ko) * | 2015-11-19 | 2018-06-22 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP0747495A1 (fr) | 1996-12-11 |
| US5817196A (en) | 1998-10-06 |
| EP0747495B1 (fr) | 2000-01-19 |
| FR2735148B1 (fr) | 1997-07-11 |
| CA2178306A1 (fr) | 1996-12-09 |
| DE69606226T2 (de) | 2000-09-07 |
| BR9602713A (pt) | 1998-04-22 |
| DE69606226D1 (de) | 2000-02-24 |
| ATE189007T1 (de) | 2000-02-15 |
| ES2143726T3 (es) | 2000-05-16 |
| FR2735148A1 (fr) | 1996-12-13 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| KR101263924B1 (ko) | 인성과 용접성이 우수한 고강도 후강재 및 고강도 극후 ｈ형강과 그 제조 방법 | |
| CN101652495B (zh) | 高温特性和韧性优良的钢材及其制造方法 | |
| CN120400705A (zh) | 冷轧热处理钢板 | |
| JP3477955B2 (ja) | 極微細組織を有する高張力熱延鋼板の製造方法 | |
| JP4207334B2 (ja) | 溶接性と耐応力腐食割れ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2022550329A (ja) | 高穴拡げ性複相鋼及びその製造方法 | |
| JPH10306316A (ja) | 低温靭性に優れた低降伏比高張力鋼材の製造方法 | |
| US5817196A (en) | Niobium-containing hot-rolled steel sheet with high strength and high drawability and its manufacturing processes | |
| JPH08337840A (ja) | 高い強度と優れた絞り加工性を有するチタン含有圧延鋼板とその製造方法 | |
| JP3242303B2 (ja) | 超微細粒を有する延性、靱性、疲労特性、強度延性バランスに優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP3458416B2 (ja) | 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP2002363685A (ja) | 低降伏比高強度冷延鋼板 | |
| JP3246993B2 (ja) | 低温靭性に優れた厚鋼板の製造方法 | |
| JP6673320B2 (ja) | 厚鋼板および厚鋼板の製造方法 | |
| JPH0629480B2 (ja) | 強度、延性、靱性及び疲労特性に優れた熱延高張力鋼板及びその製造方法 | |
| JP3622246B2 (ja) | 強度、靭性及び溶接性に優れた極厚ｈ形鋼の製造方法 | |
| KR19980044905A (ko) | 항복강도 65ksi급 라인파이프형 강재의 제조방법 | |
| JPH083636A (ja) | 低降伏比高靱性鋼の製造方法 | |
| KR970009089B1 (ko) | 잔류오스테나이트를 다량 함유한 고연성 고강도 열연강판 및 그 제조방법 | |
| JP3827106B2 (ja) | プレス成形性および衝撃特性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| JP3502809B2 (ja) | 靭性の優れた鋼材の製造方法 | |
| JPH0774383B2 (ja) | 耐水素誘起割れ性に優れた鋼板の製造方法 | |
| JPH06179908A (ja) | 溶接性と脆性亀裂伝播停止性能に優れた厚肉高張力鋼の製造方法 | |
| JPH05271770A (ja) | 細粒厚鋼板の製造法 | |
| KR100256357B1 (ko) | 저온인성이 우수한 구리석출강화형 고장력강판의 제조방법 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A300 | Application deemed to be withdrawn because no request for examination was validly filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20030902 |