JP3373765B2 - 超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】この発明は、熱延ままで超微
細フェライト粒を有し、延性、じん性、疲労強度等に優
れる熱延鋼板に関するものであり、自動車用、家電用、
機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な鋼板を提
案しようとするものある。また、上記熱延鋼板を素材と
して、加工性に優れた冷延鋼板を得ようとするものであ
る。
細フェライト粒を有し、延性、じん性、疲労強度等に優
れる熱延鋼板に関するものであり、自動車用、家電用、
機械構造用、建築用等の使途に適用して有利な鋼板を提
案しようとするものある。また、上記熱延鋼板を素材と
して、加工性に優れた冷延鋼板を得ようとするものであ
る。
【０００２】
【従来の技術】自動車用材、構造材等に用いられる鋼材
には、強度、加工性、じん性といった機械的性質に優れ
ることが求められる。これらの機械的性質を総合的に高
める手段としては組織を微細化することが有効であるこ
とから、微細な組織をめざす製造方法が数多く模索され
てきた。また、高張力鋼板においては、近年、低コスト
と高機能特性を両立できる高張力鋼板のニーズが強く、
かつ、このニーズに適合する鋼板の開発に目標が移行し
つつあり、高張力化に伴う延性、じん性、耐久比などの
劣化を抑える目的で高張力鋼における組織の微細化も重
要な課題となっている。更には、同じく自動車用材等に
用いられる冷延鋼板において、素材とする熱延鋼板の細
粒化は、加工性、特にｒ値（ランクフォード値）の向上
に有効であるとされており、冷延母材としての熱延鋼板
の組織の細粒化も重要な課題となっている。
には、強度、加工性、じん性といった機械的性質に優れ
ることが求められる。これらの機械的性質を総合的に高
める手段としては組織を微細化することが有効であるこ
とから、微細な組織をめざす製造方法が数多く模索され
てきた。また、高張力鋼板においては、近年、低コスト
と高機能特性を両立できる高張力鋼板のニーズが強く、
かつ、このニーズに適合する鋼板の開発に目標が移行し
つつあり、高張力化に伴う延性、じん性、耐久比などの
劣化を抑える目的で高張力鋼における組織の微細化も重
要な課題となっている。更には、同じく自動車用材等に
用いられる冷延鋼板において、素材とする熱延鋼板の細
粒化は、加工性、特にｒ値（ランクフォード値）の向上
に有効であるとされており、冷延母材としての熱延鋼板
の組織の細粒化も重要な課題となっている。
【０００３】従来技術における組織の微細化手段を総括
すると、大圧下圧延法、制御圧延法、制御冷却法などが
知られている。このうち、大圧下圧延による組織微細化
法としては、例えば特開昭５８−１２３８２３号公報等
に代表される提案がある。これらの方法における微細化
機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えること
によるγ→α歪誘起変態を促進させることにあり、かか
る方法により、ある程度の微細化は達成される。しか
し、一パス当たりの圧下量を40％以上にするなど、一般
的なホットストリップミルでは実現し難いという問題が
ある他、かかる実現し難い条件になることによって、得
られる最終組織の微細化には限界があり、平均結晶粒径
は、低炭素鋼においてせいぜい２μm 程度までであっ
た。また、大圧下圧延によって結晶粒は偏平となるた
め、機械的特性に異方性が生じたり、セパレーションに
より破壊吸収エネルギーが低下するという問題もあっ
た。
すると、大圧下圧延法、制御圧延法、制御冷却法などが
知られている。このうち、大圧下圧延による組織微細化
法としては、例えば特開昭５８−１２３８２３号公報等
に代表される提案がある。これらの方法における微細化
機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えること
によるγ→α歪誘起変態を促進させることにあり、かか
る方法により、ある程度の微細化は達成される。しか
し、一パス当たりの圧下量を40％以上にするなど、一般
的なホットストリップミルでは実現し難いという問題が
ある他、かかる実現し難い条件になることによって、得
られる最終組織の微細化には限界があり、平均結晶粒径
は、低炭素鋼においてせいぜい２μm 程度までであっ
た。また、大圧下圧延によって結晶粒は偏平となるた
め、機械的特性に異方性が生じたり、セパレーションに
より破壊吸収エネルギーが低下するという問題もあっ
た。
【０００４】一方、制御圧延法や制御冷却法に属する結
晶微細化法を適用した鋼板としては、NbもしくはTiを含
む析出強化型鋼板がある。これらの鋼板は、Nb、Tiの析
出強化作用を利用して高張力化を図るとともに、Nb、Ti
がそなえるオーステナイト粒の再結晶抑制作用を利用し
て低温仕上圧延を施したときの未再結晶変形オーステナ
イト粒からのγ→α歪誘起変態によってフェライト結晶
粒を微細化するものである。しかし、この鋼板も、やは
り得られる最終組織の微細化には限界があり、平均結晶
粒径は、低炭素鋼においてせいぜい２μm 程度までであ
った。また、機械的性質の異方性が大きい点にも問題が
あり、例えば、プレス成形した自動車用鋼板などでは、
成形限界は最も延性の劣る方向での特性水準によって決
まるので、異方性の大きい鋼板では組織を微細した効果
が特性として全く現れない場合がある。構造材等におい
て重要なじん性、疲労強度などに関しても異方性が大き
いということは、上記と同様の問題につながる。一方、
Ｃ：0.01wt％未満のいわゆる極低炭素鋼においては、析
出物の有効利用は困難で、圧延直後の急冷が結晶粒の微
細化に最も有効であるが、粒成長が極めて速いため、せ
いぜい10μm 程度の細粒しか得ることができなかった。
晶微細化法を適用した鋼板としては、NbもしくはTiを含
む析出強化型鋼板がある。これらの鋼板は、Nb、Tiの析
出強化作用を利用して高張力化を図るとともに、Nb、Ti
がそなえるオーステナイト粒の再結晶抑制作用を利用し
て低温仕上圧延を施したときの未再結晶変形オーステナ
イト粒からのγ→α歪誘起変態によってフェライト結晶
粒を微細化するものである。しかし、この鋼板も、やは
り得られる最終組織の微細化には限界があり、平均結晶
粒径は、低炭素鋼においてせいぜい２μm 程度までであ
った。また、機械的性質の異方性が大きい点にも問題が
あり、例えば、プレス成形した自動車用鋼板などでは、
成形限界は最も延性の劣る方向での特性水準によって決
まるので、異方性の大きい鋼板では組織を微細した効果
が特性として全く現れない場合がある。構造材等におい
て重要なじん性、疲労強度などに関しても異方性が大き
いということは、上記と同様の問題につながる。一方、
Ｃ：0.01wt％未満のいわゆる極低炭素鋼においては、析
出物の有効利用は困難で、圧延直後の急冷が結晶粒の微
細化に最も有効であるが、粒成長が極めて速いため、せ
いぜい10μm 程度の細粒しか得ることができなかった。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】上述したように従来技
術においては、到達できる最終フェライト粒径は、低炭
素鋼で２μm 、極低炭素鋼で10μm が限界であった。結
晶粒径の微細化による機械的性質の改善効果は、結晶粒
径の平方根に逆比例することから、この改善効果は、粒
径が10μm 以上の領域では緩慢な向上しか見られない
が、10μm 未満の結晶粒径が実現されるならば、大幅な
特性向上が達成され、２μm 未満となれば、更に極めて
大きな特性向上が達成される。
術においては、到達できる最終フェライト粒径は、低炭
素鋼で２μm 、極低炭素鋼で10μm が限界であった。結
晶粒径の微細化による機械的性質の改善効果は、結晶粒
径の平方根に逆比例することから、この改善効果は、粒
径が10μm 以上の領域では緩慢な向上しか見られない
が、10μm 未満の結晶粒径が実現されるならば、大幅な
特性向上が達成され、２μm 未満となれば、更に極めて
大きな特性向上が達成される。
【０００６】この発明は、上記の問題を解決するため
に、一般のホットストリップミルで容易に実施可能で、
かつ、機械的性質の異方性が少なく、しかも従来技術で
達成できなかった最終フェライト粒径２μm 未満の超微
細粒を達成した低炭素加工用熱延鋼板の製造方法を提案
することを目的とする。
に、一般のホットストリップミルで容易に実施可能で、
かつ、機械的性質の異方性が少なく、しかも従来技術で
達成できなかった最終フェライト粒径２μm 未満の超微
細粒を達成した低炭素加工用熱延鋼板の製造方法を提案
することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】この発明は、Ｃ含有量が
0.01〜0.3 wt％の低炭素鋼の熱延鋼板用素材を溶製し、
直ちに又は一旦冷却して加熱してから熱間圧延を施す
際、仕上圧延において被圧延板の板厚方向及び板幅方向
に圧下を加えることとし、この板幅方向への圧下率と板
厚方向への圧下率との比を 0.1〜３にすると共に、上記
仕上圧延を５パス以上で行うものとし、その際、第１ス
タンド入側での鋼板温度と最終スタンド出側の鋼板温度
との差を60℃以下とすることを特徴とする平均結晶粒径
が２μm 未満の超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造
方法である。また、この発明は、Ｃ含有量が0.01wt％以
下の極低炭素鋼の熱延鋼板用素材を溶製し、直ちに又は
一旦冷却して加熱してから熱間圧延を施す際、仕上圧延
において被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧下を加え
ることとし、この板幅方向への圧下率と板厚方向への圧
下率との比を 0.1〜３にすると共に、上記仕上圧延を５
パス以上で行うものとし、その際、第１スタンド入側で
の鋼板温度と最終スタンド出側の鋼板温度との差を60℃
以下とすることを特徴とする平均結晶粒径が７μm 以下
の超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法である。
0.01〜0.3 wt％の低炭素鋼の熱延鋼板用素材を溶製し、
直ちに又は一旦冷却して加熱してから熱間圧延を施す
際、仕上圧延において被圧延板の板厚方向及び板幅方向
に圧下を加えることとし、この板幅方向への圧下率と板
厚方向への圧下率との比を 0.1〜３にすると共に、上記
仕上圧延を５パス以上で行うものとし、その際、第１ス
タンド入側での鋼板温度と最終スタンド出側の鋼板温度
との差を60℃以下とすることを特徴とする平均結晶粒径
が２μm 未満の超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造
方法である。また、この発明は、Ｃ含有量が0.01wt％以
下の極低炭素鋼の熱延鋼板用素材を溶製し、直ちに又は
一旦冷却して加熱してから熱間圧延を施す際、仕上圧延
において被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧下を加え
ることとし、この板幅方向への圧下率と板厚方向への圧
下率との比を 0.1〜３にすると共に、上記仕上圧延を５
パス以上で行うものとし、その際、第１スタンド入側で
の鋼板温度と最終スタンド出側の鋼板温度との差を60℃
以下とすることを特徴とする平均結晶粒径が７μm 以下
の超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法である。
【０００８】
【発明の実施の形態】さて、発明者らは、上記問題を解
決すべく研究開発を重ねた結果、熱間仕上圧延時におい
て、被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧下を加えるこ
ととし、この板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率
との比（板幅方向への圧下率／板厚方向への圧下率）を
0.1 〜３とすることにより、超微細なフェライト結晶粒
を有する組織が得られることを見いだしたのである。超
微細なフェライト結晶粒を有する組織とは、具体的には
低炭素鋼で平均粒径２μm 未満、極低炭素鋼で平均粒径
７μm 以下の組織のことをいう。このような仕上圧延に
より超微細組織が得られる理由は必ずしも明らかではな
いが、板厚方向の圧下のみならず、板幅方向への圧下を
行うことにより、通常の仕上圧延と比べて鋼板の変形挙
動が変化するためだと考えられる。
決すべく研究開発を重ねた結果、熱間仕上圧延時におい
て、被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧下を加えるこ
ととし、この板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率
との比（板幅方向への圧下率／板厚方向への圧下率）を
0.1 〜３とすることにより、超微細なフェライト結晶粒
を有する組織が得られることを見いだしたのである。超
微細なフェライト結晶粒を有する組織とは、具体的には
低炭素鋼で平均粒径２μm 未満、極低炭素鋼で平均粒径
７μm 以下の組織のことをいう。このような仕上圧延に
より超微細組織が得られる理由は必ずしも明らかではな
いが、板厚方向の圧下のみならず、板幅方向への圧下を
行うことにより、通常の仕上圧延と比べて鋼板の変形挙
動が変化するためだと考えられる。
【０００９】上記のような平均のフェライト粒径が低炭
素鋼で２μm 未満、極低炭素鋼で７μm 以下という、超
微細組織を有する鋼板は、結晶粒が微細であるから、強
度、じん性、延性、などの機械的特性が総合的に優れて
いる。しかも、粒径が２μm以上の低炭素鋼板あるいは
粒径が７μm を超える極低炭素鋼板に比べて粒界面積が
大きいため、固溶Ｃが結晶粒界に多くトラップされる。
したがって、低炭素鋼の場合は、焼付塗装時にかかる固
溶Ｃが粒内に拡散して転位を固着するされるために優れ
た塗装焼付硬化能を具備する。なお、詳細な機構は不明
であるが、同一粒径におけるＢＨ量は、極低炭素鋼板の
方が大きく、粒径２μm 未満の低炭素鋼、粒径７mm以下
の極低炭素鋼とも、100 MPa 以上のＢＨ量を有する。
素鋼で２μm 未満、極低炭素鋼で７μm 以下という、超
微細組織を有する鋼板は、結晶粒が微細であるから、強
度、じん性、延性、などの機械的特性が総合的に優れて
いる。しかも、粒径が２μm以上の低炭素鋼板あるいは
粒径が７μm を超える極低炭素鋼板に比べて粒界面積が
大きいため、固溶Ｃが結晶粒界に多くトラップされる。
したがって、低炭素鋼の場合は、焼付塗装時にかかる固
溶Ｃが粒内に拡散して転位を固着するされるために優れ
た塗装焼付硬化能を具備する。なお、詳細な機構は不明
であるが、同一粒径におけるＢＨ量は、極低炭素鋼板の
方が大きく、粒径２μm 未満の低炭素鋼、粒径７mm以下
の極低炭素鋼とも、100 MPa 以上のＢＨ量を有する。
【００１０】加えて、この熱間圧延の仕上圧延時におい
て、５パス以上の圧下を施す第１スタンド入側での鋼板
温度と最終スタンド出側の鋼板温度との差を60℃以下と
することにより、フェライト粒をより容易に超微細粒に
することができ、しかもかかる再結晶域での圧下は大圧
下とする必要がないため、フェライト粒のアスペクト比
（フェライト粒の長径と短径との比）が小さくなり、機
械的特性の異方性も軽減される。
て、５パス以上の圧下を施す第１スタンド入側での鋼板
温度と最終スタンド出側の鋼板温度との差を60℃以下と
することにより、フェライト粒をより容易に超微細粒に
することができ、しかもかかる再結晶域での圧下は大圧
下とする必要がないため、フェライト粒のアスペクト比
（フェライト粒の長径と短径との比）が小さくなり、機
械的特性の異方性も軽減される。
【００１１】以上のような特質を具備するこの発明に従
う熱延鋼板は、成分により極低炭素鋼板、低炭素鋼板に
分かれ、いずれも軟鋼板から、自動車構造用鋼板、加工
用自動車高張力用鋼板、家電用鋼板、構造用鋼板等とし
て幅広い分野、用途の鋼板に適用することが可能である
（以下、この明細書で加工用鋼板とは、これらの用途を
全て包含する意味で用いる。）。
う熱延鋼板は、成分により極低炭素鋼板、低炭素鋼板に
分かれ、いずれも軟鋼板から、自動車構造用鋼板、加工
用自動車高張力用鋼板、家電用鋼板、構造用鋼板等とし
て幅広い分野、用途の鋼板に適用することが可能である
（以下、この明細書で加工用鋼板とは、これらの用途を
全て包含する意味で用いる。）。
【００１２】かかる極低炭素熱延鋼板の具体的な成分組
成範囲は、Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.1 wt％以下、Mn：
0.1 wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下である。また、低炭素
熱延鋼板においては、組織で分けると(1) フェライト単
相又は第２相として少量のパーライトないしはセメンタ
イトを含有する組織、及び、(2)第２相としてマルテン
サイト、ベイナイト、残留オーステナイト及び針状フェ
ライトの１種又は２種以上を含有する組織に大別でき、
前者はＣ：0.01〜0.1 wt％、Si：1.0 wt％以下、Mn：2.
0 wt％以下、Ｐ：0.5 wt％以下を含み、かつ、Ti：０〜
0.3 wt％、Nb：０〜0.3 wt％、Cu：０〜1.0 wt％の１種
又は２種以上、Mo：０〜0.3 wt％、Ni：０〜1.0 wt％、
Cr：０〜1.0 wt％、Ｖ：０〜0.3 wt％の１種又は２種以
上及びCa、REM 、Ｂの１種又は２種以上を合計で０〜0.
005 wt％を含有し、残部は実質的に鉄の組成からなり、
フェライト単相又は第２相として少量のパーライトない
しはセメンタイトを含有する組織（フェライト体積率が
90％以上）であり、後者はＣ：0.01〜0.3 wt％、Si：3.
0 wt％以下、Mn：0.5 〜3.0 wt％、Ｐ：0.5 wt％以下を
含み、かつ、Ti：０〜1.0 wt％、Nb：０〜1.0 wt％、
Ｖ：０〜1.0 wt％、Cr：０〜1.0 wt％、Cu：０〜3.0 wt
％、Mo：０〜1.0 wt％、Ni：０〜1.0 wt％の１種又は２
種以上を含有し、残部は実質的に鉄の組成からなり、第
２相としてマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステ
ナイト及び針状フェライトの１種又は２種以上を含有す
る組織（フェライト体積率が50％以上）である。
成範囲は、Ｃ：0.01wt％以下、Si：0.1 wt％以下、Mn：
0.1 wt％以下、Ｐ：0.1 wt％以下である。また、低炭素
熱延鋼板においては、組織で分けると(1) フェライト単
相又は第２相として少量のパーライトないしはセメンタ
イトを含有する組織、及び、(2)第２相としてマルテン
サイト、ベイナイト、残留オーステナイト及び針状フェ
ライトの１種又は２種以上を含有する組織に大別でき、
前者はＣ：0.01〜0.1 wt％、Si：1.0 wt％以下、Mn：2.
0 wt％以下、Ｐ：0.5 wt％以下を含み、かつ、Ti：０〜
0.3 wt％、Nb：０〜0.3 wt％、Cu：０〜1.0 wt％の１種
又は２種以上、Mo：０〜0.3 wt％、Ni：０〜1.0 wt％、
Cr：０〜1.0 wt％、Ｖ：０〜0.3 wt％の１種又は２種以
上及びCa、REM 、Ｂの１種又は２種以上を合計で０〜0.
005 wt％を含有し、残部は実質的に鉄の組成からなり、
フェライト単相又は第２相として少量のパーライトない
しはセメンタイトを含有する組織（フェライト体積率が
90％以上）であり、後者はＣ：0.01〜0.3 wt％、Si：3.
0 wt％以下、Mn：0.5 〜3.0 wt％、Ｐ：0.5 wt％以下を
含み、かつ、Ti：０〜1.0 wt％、Nb：０〜1.0 wt％、
Ｖ：０〜1.0 wt％、Cr：０〜1.0 wt％、Cu：０〜3.0 wt
％、Mo：０〜1.0 wt％、Ni：０〜1.0 wt％の１種又は２
種以上を含有し、残部は実質的に鉄の組成からなり、第
２相としてマルテンサイト、ベイナイト、残留オーステ
ナイト及び針状フェライトの１種又は２種以上を含有す
る組織（フェライト体積率が50％以上）である。
【００１３】上述した極低炭素鋼板の好適成分組成範囲
は次のとおりである。 （Ｃ：0.01wt％以下）Ｃ量が0.01wt％を超えると深絞り
性が劣化するために上限を0.01wt％とする。 （Si：0.1 wt％以下）Si量が0.01wt％を超えると鋼板の
表面性状に悪影響を及ぼし、また、延性を劣化させるた
めに上限を0.1 wt％とする。 （Mn：0.1 wt％以下）Mnは鋼を強化する作用があり、強
度に応じて必要量を含有させるが、0.01wt％を超えると
延性が劣化し、深絞り性に悪影響を及ぼすために上限を
0.1 wt％とする。 （Ｐ：0.1 wt％以下）Ｐは、Mnと同様に鋼を強化する作
用があり、強度におうじて必要量を含有させるが、0.01
wt％を超えると深絞り性を劣化させるために上限を0.1
wt％とする。
は次のとおりである。 （Ｃ：0.01wt％以下）Ｃ量が0.01wt％を超えると深絞り
性が劣化するために上限を0.01wt％とする。 （Si：0.1 wt％以下）Si量が0.01wt％を超えると鋼板の
表面性状に悪影響を及ぼし、また、延性を劣化させるた
めに上限を0.1 wt％とする。 （Mn：0.1 wt％以下）Mnは鋼を強化する作用があり、強
度に応じて必要量を含有させるが、0.01wt％を超えると
延性が劣化し、深絞り性に悪影響を及ぼすために上限を
0.1 wt％とする。 （Ｐ：0.1 wt％以下）Ｐは、Mnと同様に鋼を強化する作
用があり、強度におうじて必要量を含有させるが、0.01
wt％を超えると深絞り性を劣化させるために上限を0.1
wt％とする。
【００１４】上述したフェライト単相第２相として少量
のパーライトないしはセメンタイトを含有する組織の鋼
板の好適成分組成範囲は次のとおりである。 （Ｃ：0.01〜0.1 wt％） Ｃは、鋼の強度を向上させるのに特に有利な成分であ
り、所望の鋼板強度に応じて必要量を含有させる。Ｃ量
が0.01wt％に満たないと、結晶粒が粗大化し、この発明
で目的とするフェライト平均結晶粒径２μm 未満が達成
できず、また 0.1wt％を超えるような多量添加では、過
剰なセメンタイトが生じるため、加工性が劣化するとと
もに溶接性も劣化するので、0.01〜0.1 wt％程度にする
ことが好ましい。
のパーライトないしはセメンタイトを含有する組織の鋼
板の好適成分組成範囲は次のとおりである。 （Ｃ：0.01〜0.1 wt％） Ｃは、鋼の強度を向上させるのに特に有利な成分であ
り、所望の鋼板強度に応じて必要量を含有させる。Ｃ量
が0.01wt％に満たないと、結晶粒が粗大化し、この発明
で目的とするフェライト平均結晶粒径２μm 未満が達成
できず、また 0.1wt％を超えるような多量添加では、過
剰なセメンタイトが生じるため、加工性が劣化するとと
もに溶接性も劣化するので、0.01〜0.1 wt％程度にする
ことが好ましい。
【００１５】（Si：1.0 wt％以下）Siは、固溶強化成分
として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効
に寄与し、また、フェライト変態を促進して、所望のフ
ェライト体積率を持つ組織を得る上で有効に作用する
が、過剰な添加は、延性や表面性状を劣化させるために
上限を1.0 wt％とする。
として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効
に寄与し、また、フェライト変態を促進して、所望のフ
ェライト体積率を持つ組織を得る上で有効に作用する
が、過剰な添加は、延性や表面性状を劣化させるために
上限を1.0 wt％とする。
【００１６】（Mn：2.0 wt％以下）Mnは、鋼の強度を向
上させるために有用であり、また、有害な固溶ＳをMnS
として無害化する作用を有するが、あまりに多量の添加
は鋼が硬化して延性を劣化させるので上限を2.0 wt％と
する。より好ましくは、0.1 〜1.0 wt％の範囲である。
上させるために有用であり、また、有害な固溶ＳをMnS
として無害化する作用を有するが、あまりに多量の添加
は鋼が硬化して延性を劣化させるので上限を2.0 wt％と
する。より好ましくは、0.1 〜1.0 wt％の範囲である。
【００１７】Ｐも鋼の強化成分として有用であるため、
所望の鋼板強度に応じて添加させることができるが、過
剰の添加は、粒界に偏析し、脆性劣化の原因となるた
め、上限は0.5 wt％とする。より好ましくは0.005 〜0.
2 wt％の範囲である。
所望の鋼板強度に応じて添加させることができるが、過
剰の添加は、粒界に偏析し、脆性劣化の原因となるた
め、上限は0.5 wt％とする。より好ましくは0.005 〜0.
2 wt％の範囲である。
【００１８】以上の成分の他、所望の強度に応じ、Ti、
Nb、Cu等の以下の成分を含有させることができる。Ti、
Nb、Ｖ、Moは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する
ため、２μm 未満という超微細な組織を得るこの発明に
おいても有用な成分であり、また、析出強化により強度
を向上させる作用もある。これらの作用を発揮させるた
めには、0.01wt％以上を含有されるのが好ましく、あま
りに多量の添加では、作用が飽和する他にコストアップ
の要因になるので、上限は0.3 wt％、より好ましくは0.
1 wt％以下とする。
Nb、Cu等の以下の成分を含有させることができる。Ti、
Nb、Ｖ、Moは、炭窒化物を形成して結晶粒を微細化する
ため、２μm 未満という超微細な組織を得るこの発明に
おいても有用な成分であり、また、析出強化により強度
を向上させる作用もある。これらの作用を発揮させるた
めには、0.01wt％以上を含有されるのが好ましく、あま
りに多量の添加では、作用が飽和する他にコストアップ
の要因になるので、上限は0.3 wt％、より好ましくは0.
1 wt％以下とする。
【００１９】Cr、Cu、NiもMn同様に強化成分として必要
に応じて含有させることができるが、あまりに多量の添
加ではかえって強度−延性バランスを劣化させるので上
限は1.0 wt％程度とする。なお、その作用効果を十分に
発揮させるためには、0.01wt％程度は含有させるのが好
ましい。
に応じて含有させることができるが、あまりに多量の添
加ではかえって強度−延性バランスを劣化させるので上
限は1.0 wt％程度とする。なお、その作用効果を十分に
発揮させるためには、0.01wt％程度は含有させるのが好
ましい。
【００２０】Ca、REM 、Ｂは、硫化物の形状制御や粒界
強度の上昇を通じて加工性を改善する効果があるため、
必要に応じて含有させることができるが、過剰な添加で
は清浄性や再結晶性に悪影響を及ぼすおそれがあるの
で、50ppm 程度以下が好ましい。なお、Ｂには、冷延鋼
板を連続焼鈍で得る際に、時効性を低減させる効果もあ
る。
強度の上昇を通じて加工性を改善する効果があるため、
必要に応じて含有させることができるが、過剰な添加で
は清浄性や再結晶性に悪影響を及ぼすおそれがあるの
で、50ppm 程度以下が好ましい。なお、Ｂには、冷延鋼
板を連続焼鈍で得る際に、時効性を低減させる効果もあ
る。
【００２１】次に、第２相としてマルテンサイト、ベイ
ナイト、残留オーステナイト及び針状フェライトの１種
又は２種以上を含有する複合組織鋼の好適成分組成範囲
は次のとおりである。 （Ｃ：0.01〜0.3 wt％） Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じて
必要量を含有させる。Ｃ量が0.01wt％に満たないと、結
晶粒が粗大化し、この発明で目的とするフェライト平均
結晶粒径２μm 未満が達成できず、また、0.3 wt％を超
えるような多量の添加では、加工性が劣化するとともに
溶接性も劣化するので、0.01〜0.3 wt％程度にすること
が好ましい。
ナイト、残留オーステナイト及び針状フェライトの１種
又は２種以上を含有する複合組織鋼の好適成分組成範囲
は次のとおりである。 （Ｃ：0.01〜0.3 wt％） Ｃは、安価な強化成分であり、所望の鋼板強度に応じて
必要量を含有させる。Ｃ量が0.01wt％に満たないと、結
晶粒が粗大化し、この発明で目的とするフェライト平均
結晶粒径２μm 未満が達成できず、また、0.3 wt％を超
えるような多量の添加では、加工性が劣化するとともに
溶接性も劣化するので、0.01〜0.3 wt％程度にすること
が好ましい。
【００２２】（Si：3.0 wt％以下）Siは、固溶強化成分
として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効
に寄与し、また、フェライト変態を抑制して、所望の第
２相体積率を持つ組織を得る上で有効に作用するが、過
剰な添加は、延性や表面性状を劣化させるために上限を
3.0 wt％程度とする。より好ましくは、0.05〜2.0 wt％
の範囲である。
として強度−伸びバランスを改善しつつ強度上昇に有効
に寄与し、また、フェライト変態を抑制して、所望の第
２相体積率を持つ組織を得る上で有効に作用するが、過
剰な添加は、延性や表面性状を劣化させるために上限を
3.0 wt％程度とする。より好ましくは、0.05〜2.0 wt％
の範囲である。
【００２３】（Mn：0.5 〜3.0 wt％）
Mnは、Ar3 変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微
細化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化及び残
留オーステナイト相化を進展させる作用を通じて、強度
−延性バランス、強度−疲労強度バランスを高める作用
を有する。更に、有害な固溶ＳをMnS として無害化する
作用を有するので0.5 wt％以上を含有させるが、あまり
に多量の添加は鋼が硬化して却って強度−延性バランス
を劣化させるので上限を3.0 wt％とする。より好ましく
は、1.0 〜2.0 wt％の範囲である。
細化に寄与し、また、第２相のマルテンサイト化及び残
留オーステナイト相化を進展させる作用を通じて、強度
−延性バランス、強度−疲労強度バランスを高める作用
を有する。更に、有害な固溶ＳをMnS として無害化する
作用を有するので0.5 wt％以上を含有させるが、あまり
に多量の添加は鋼が硬化して却って強度−延性バランス
を劣化させるので上限を3.0 wt％とする。より好ましく
は、1.0 〜2.0 wt％の範囲である。
【００２４】Ｐも鋼の強化成分として有用であるため、
所望の鋼板強度に応じて添加させることができるが、過
剰の添加は、粒界に偏析し、脆性劣化の原因となるた
め、上限は0.5 wt％とする。より好ましくは0.005 〜0.
2 wt％の範囲である。
所望の鋼板強度に応じて添加させることができるが、過
剰の添加は、粒界に偏析し、脆性劣化の原因となるた
め、上限は0.5 wt％とする。より好ましくは0.005 〜0.
2 wt％の範囲である。
【００２５】Ti、Nb、Ｖ、Moは、炭窒化物を形成して結
晶粒を微細化するため、２μm 以下という超微細な組織
を得るこの発明において有用な成分であり、また、析出
強化により強度を向上させる作用もある。これらの作用
を発揮させるためには、0.01wt％以上を含有されるのが
好ましく、あまりに多量の添加では、作用が飽和する他
にコストアップの要因になるので、上限は1.0 wt％、よ
り好ましくは0.5 wt％以下とする。
晶粒を微細化するため、２μm 以下という超微細な組織
を得るこの発明において有用な成分であり、また、析出
強化により強度を向上させる作用もある。これらの作用
を発揮させるためには、0.01wt％以上を含有されるのが
好ましく、あまりに多量の添加では、作用が飽和する他
にコストアップの要因になるので、上限は1.0 wt％、よ
り好ましくは0.5 wt％以下とする。
【００２６】Cr、Cu、NiもMn同様に強化成分として必要
に応じて含有させることができるが、あまりに多量の添
加ではかえって強度−延性バランスを劣化させるので上
限はCuは3.0 wt％、NiやCrは1.0 wt％程度とする。な
お、その作用効果を十分に発揮させるためには、0.01wt
％程度は含有させるのが好ましい。Ca、REM 、Ｂは、硫
化物の形状制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善
する効果があるため、必要に応じて含有させることがで
きるが、過剰な添加では清浄性や再結晶性に悪影響を及
ぼすおそれがあるので、50ppm 程度以下が好ましい。
に応じて含有させることができるが、あまりに多量の添
加ではかえって強度−延性バランスを劣化させるので上
限はCuは3.0 wt％、NiやCrは1.0 wt％程度とする。な
お、その作用効果を十分に発揮させるためには、0.01wt
％程度は含有させるのが好ましい。Ca、REM 、Ｂは、硫
化物の形状制御や粒界強度の上昇を通じて加工性を改善
する効果があるため、必要に応じて含有させることがで
きるが、過剰な添加では清浄性や再結晶性に悪影響を及
ぼすおそれがあるので、50ppm 程度以下が好ましい。
【００２７】以上の成分組成範囲に調整した溶鋼を、連
続鋳造又は造塊−分塊圧延により圧延素材とし、この圧
延素材に熱間圧延を施すのであるが、圧延に供する際に
は、一旦冷却して1200℃以下に再加熱しても良いし、ま
た、直送圧延やホットチャージローリング（ＨＣＲ）で
も構わない。再加熱する場合は1200℃以下の低温加熱の
方が、結晶粒が粗大化しないので有利である。直送圧延
の場合も1200℃以下まで冷却後、圧延開始するのが圧延
中の粒成長の抑制のうえで望ましい。また、薄スラブ連
続鋳造法のように、連続鋳造により鋳造されたスラブを
直接、熱間圧延しても構わない。いずれの場合も、下限
は仕上圧延温度が確保できれば良く、現状では900 ℃程
度である。
続鋳造又は造塊−分塊圧延により圧延素材とし、この圧
延素材に熱間圧延を施すのであるが、圧延に供する際に
は、一旦冷却して1200℃以下に再加熱しても良いし、ま
た、直送圧延やホットチャージローリング（ＨＣＲ）で
も構わない。再加熱する場合は1200℃以下の低温加熱の
方が、結晶粒が粗大化しないので有利である。直送圧延
の場合も1200℃以下まで冷却後、圧延開始するのが圧延
中の粒成長の抑制のうえで望ましい。また、薄スラブ連
続鋳造法のように、連続鋳造により鋳造されたスラブを
直接、熱間圧延しても構わない。いずれの場合も、下限
は仕上圧延温度が確保できれば良く、現状では900 ℃程
度である。
【００２８】熱間粗圧延については、通常どおりに行え
ば良いが、仕上圧延において、被圧延板の板厚方向及び
板幅方向に圧下を加えることとし、この板幅方向への圧
下率と板厚方向への圧下率との比を0.1 〜３にする。こ
れにより、この発明で所期したフェライト平均結晶粒径
２μm 未満（極低炭素鋼において７μm 以下）の組織が
得られる。かかる被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧
下を加えるには、例えば、各ロールスタンド間に竪ロー
ル（図１）や連続幅プレス設備（図２）を設けて、被圧
延材の通板に伴って板厚方向の圧下と板幅方向への圧下
を交互に行う方法を用いればよい。
ば良いが、仕上圧延において、被圧延板の板厚方向及び
板幅方向に圧下を加えることとし、この板幅方向への圧
下率と板厚方向への圧下率との比を0.1 〜３にする。こ
れにより、この発明で所期したフェライト平均結晶粒径
２μm 未満（極低炭素鋼において７μm 以下）の組織が
得られる。かかる被圧延板の板厚方向及び板幅方向に圧
下を加えるには、例えば、各ロールスタンド間に竪ロー
ル（図１）や連続幅プレス設備（図２）を設けて、被圧
延材の通板に伴って板厚方向の圧下と板幅方向への圧下
を交互に行う方法を用いればよい。
【００２９】また、この板幅方向への圧下率と板厚方向
への圧下率との比を0.1 〜３にすることが必要である。
板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率との比が0.1
より小さいことは、すなわち板幅方向への圧下率が板厚
方向への圧下率と比べて非常に小さいことを意味し、結
晶粒に加えられる板厚方向からの歪が、板幅方向へ解放
され、いわゆる展伸粒の様相となり、２μm 未満の結晶
粒の微細化が達成できず、また、アスペクト比を大きく
なり、異方性も大きい。一方、圧下率の比を３よりも大
きくしても、結晶粒の微細化は飽和し、これ以上の効果
は望めない。また、設備的にも板幅方向への圧下量は限
界である。板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率と
の比は、仕上圧延の全体としての圧下率で算出し、各ス
タンドごとの圧下率は問わない。したがって、特定のス
タンド時における鋼板をみれば、板幅方向への圧下率と
板厚方向への圧下率との比がこの発明の範囲を外れてい
ても構わない。
への圧下率との比を0.1 〜３にすることが必要である。
板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率との比が0.1
より小さいことは、すなわち板幅方向への圧下率が板厚
方向への圧下率と比べて非常に小さいことを意味し、結
晶粒に加えられる板厚方向からの歪が、板幅方向へ解放
され、いわゆる展伸粒の様相となり、２μm 未満の結晶
粒の微細化が達成できず、また、アスペクト比を大きく
なり、異方性も大きい。一方、圧下率の比を３よりも大
きくしても、結晶粒の微細化は飽和し、これ以上の効果
は望めない。また、設備的にも板幅方向への圧下量は限
界である。板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率と
の比は、仕上圧延の全体としての圧下率で算出し、各ス
タンドごとの圧下率は問わない。したがって、特定のス
タンド時における鋼板をみれば、板幅方向への圧下率と
板厚方向への圧下率との比がこの発明の範囲を外れてい
ても構わない。
【００３０】仕上圧延時の各スタンドの板厚方向の圧下
率は、大圧下は不要で、むしろ大圧下では結晶粒のアス
ペクト比が劣化するので好ましくない。最高でも20％も
あれば良い。なお、圧下率の下限は、動的再結晶が生ず
る範囲であれば、特に限定するものではないが４％以上
が好ましい。
率は、大圧下は不要で、むしろ大圧下では結晶粒のアス
ペクト比が劣化するので好ましくない。最高でも20％も
あれば良い。なお、圧下率の下限は、動的再結晶が生ず
る範囲であれば、特に限定するものではないが４％以上
が好ましい。
【００３１】また、仕上圧延時に圧下を加えるには、例
えば、仕上圧延中の圧延素材の温度低下を極力防止しな
がら連続する５スタンド以上で圧下を加えることが、よ
り容易に超微細粒を得るために有効であり、良好なアス
ペクト比を得るためにも望ましい。具体的には、５パス
以上の圧下を施すその最初のスタンドと、最後のスタン
ド出側の鋼板温度の差が60℃以下、より好ましくは30℃
以下にするのが良い。なお、連続する５スタンドとは、
実際に圧延を行うスタンドを表し、例えば開放状態で圧
下しないスタンドを挟んでも無論問題はない。良好なア
スペクト比を得るためには、動的再結晶域での圧下は最
終スタンドを含むことが好ましい。仕上圧延温度は、Ar
3 変態点直上が所期した目的のために有利である。
えば、仕上圧延中の圧延素材の温度低下を極力防止しな
がら連続する５スタンド以上で圧下を加えることが、よ
り容易に超微細粒を得るために有効であり、良好なアス
ペクト比を得るためにも望ましい。具体的には、５パス
以上の圧下を施すその最初のスタンドと、最後のスタン
ド出側の鋼板温度の差が60℃以下、より好ましくは30℃
以下にするのが良い。なお、連続する５スタンドとは、
実際に圧延を行うスタンドを表し、例えば開放状態で圧
下しないスタンドを挟んでも無論問題はない。良好なア
スペクト比を得るためには、動的再結晶域での圧下は最
終スタンドを含むことが好ましい。仕上圧延温度は、Ar
3 変態点直上が所期した目的のために有利である。
【００３２】以上のような仕上圧延は、通常の仕上圧延
設備においても実施することができるが、仕上圧延スタ
ンド間に加熱手段を設置して、被圧延材又はロールを加
熱することは、仕上圧延中の鋼板の温度低下をより簡単
に防止することができる。なお、熱間圧延時において
は、潤滑を施しつつ圧下を行っても良いことは、いうま
でもない。
設備においても実施することができるが、仕上圧延スタ
ンド間に加熱手段を設置して、被圧延材又はロールを加
熱することは、仕上圧延中の鋼板の温度低下をより簡単
に防止することができる。なお、熱間圧延時において
は、潤滑を施しつつ圧下を行っても良いことは、いうま
でもない。
【００３３】上記のような仕上圧延を経た鋼板は、巻き
取ってコイルとする。巻取温度や巻取後の冷却速度は特
に限定するものではなく、製造しようとする鋼板に応じ
て、適宜定める。フェライト単相又は第２相として少量
のパーライトないしはセメンタイトを含有する組織にな
る鋼板は、第２相組織が生成する冷却曲線を回避するよ
うな圧延、巻取り及び冷却を行うし、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ
鋼のような複合組織鋼板の場合は、冷却曲線上のフェラ
イト領域のノーズを経て、それぞれのマルテンサイやベ
イナイト領域に急冷を行い、巻き取るような条件で所望
の複合組織を得る。なお、仕上圧延後、直ちに（0.5 秒
以内）冷却を行う直近急冷を行うことは、結晶粒の粗大
化が防止できるので、超微細粒を得るこの発明の鋼板を
得るために、より好ましい。
取ってコイルとする。巻取温度や巻取後の冷却速度は特
に限定するものではなく、製造しようとする鋼板に応じ
て、適宜定める。フェライト単相又は第２相として少量
のパーライトないしはセメンタイトを含有する組織にな
る鋼板は、第２相組織が生成する冷却曲線を回避するよ
うな圧延、巻取り及び冷却を行うし、ＤＰ鋼、ＴＲＩＰ
鋼のような複合組織鋼板の場合は、冷却曲線上のフェラ
イト領域のノーズを経て、それぞれのマルテンサイやベ
イナイト領域に急冷を行い、巻き取るような条件で所望
の複合組織を得る。なお、仕上圧延後、直ちに（0.5 秒
以内）冷却を行う直近急冷を行うことは、結晶粒の粗大
化が防止できるので、超微細粒を得るこの発明の鋼板を
得るために、より好ましい。
【００３４】この発明により製造された鋼板は、熱延鋼
板として種々の用途に用いられる他、冷延鋼板用の素材
としても適用することができる。結晶粒が微細で、しか
も均質なため、特に加工用冷延鋼板用等として好適であ
り、優れたｒ値の鋼板が得られる。かかる加工用冷延鋼
板を製造するには、圧下率50〜90％での冷延、600 〜Ac
3変態点での焼鈍を行う。圧下率が50％未満では、良好
な加工性が得られず、90％を超える圧下を加えても特性
が飽和する。焼鈍温度が600 ℃に満たない場合及びAc3
点変態点を超える場合のいずれも、良好な加工性が得ら
れない。焼鈍後に急冷してから過時効処理を行っもよ
い。また、連続焼鈍のみならず、コイルに巻き取って、
箱焼鈍による方法でも良い。
板として種々の用途に用いられる他、冷延鋼板用の素材
としても適用することができる。結晶粒が微細で、しか
も均質なため、特に加工用冷延鋼板用等として好適であ
り、優れたｒ値の鋼板が得られる。かかる加工用冷延鋼
板を製造するには、圧下率50〜90％での冷延、600 〜Ac
3変態点での焼鈍を行う。圧下率が50％未満では、良好
な加工性が得られず、90％を超える圧下を加えても特性
が飽和する。焼鈍温度が600 ℃に満たない場合及びAc3
点変態点を超える場合のいずれも、良好な加工性が得ら
れない。焼鈍後に急冷してから過時効処理を行っもよ
い。また、連続焼鈍のみならず、コイルに巻き取って、
箱焼鈍による方法でも良い。
【００３５】
【実施例】表１に示す成分組成になる鋼素材に、表２に
示す種々の条件で加熱、熱間圧延を行って熱延鋼板を得
た。これらの鋼板の機械的特性について調べた結果を表
３示す。
示す種々の条件で加熱、熱間圧延を行って熱延鋼板を得
た。これらの鋼板の機械的特性について調べた結果を表
３示す。
【００３６】
【表１】
【００３７】
【表２】
【００３８】
【表３】
【００３９】
【発明の効果】かくしてこの発明によれば、一般のホッ
トストリップミルで容易に実施可能で、かつ、機械的性
質の異方性が少なく、しかも従来技術で達成できなかっ
た最終フェライト粒径２μm 未満の超微細粒を達成した
加工用熱延鋼板を得ることができる。
トストリップミルで容易に実施可能で、かつ、機械的性
質の異方性が少なく、しかも従来技術で達成できなかっ
た最終フェライト粒径２μm 未満の超微細粒を達成した
加工用熱延鋼板を得ることができる。
【図１】この発明に従う仕上圧延を実施するための圧延
スタンドの一例の要部を示す図である。
スタンドの一例の要部を示す図である。
【図２】この発明に従う仕上圧延を実施するための圧延
スタンドの他の例の要部を示す図である。
スタンドの他の例の要部を示す図である。
１ 熱間圧延中のシートバー
２ ワークロール
３ バックアップロール
４ 竪ロール
５ 連続幅プレス設備の金型
６ 金型の支持部材
─────────────────────────────────────────────────────
フロントページの続き
(72)発明者 岡田 進
東京都千代田区内幸町２丁目２番３号
川崎製鉄株式会社内
(72)発明者 比良 隆明
千葉県千葉市中央区川崎町１番地 川崎
製鉄株式会社 技術研究所内
(56)参考文献 特開 平10−216884（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−82616（ＪＰ，Ａ)
特開 昭60−103126（ＪＰ，Ａ)
特開 昭61−276933（ＪＰ，Ａ)
特開 平２−301540（ＪＰ，Ａ)
特開 平11−152544（ＪＰ，Ａ)
特開 平８−309404（ＪＰ，Ａ)
Ｗａｄｅ Ｃｒｕｓｅ，Ａｐｐｌｉｃ
ａｔｉｏｎ ｏｆ ａｎ ｅｄｇｅｒ
ａｔ Ｇａｌｌａｔｉｎ Ｓｔｅｅｌ,
Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｅｎｇ
ｉｎｅｅｒ，1997年９月９日，Ｖｏｌ.
74，Ｎｏ．８，Ｐ．56−59
(58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名)
B21B 1/00 - 3/02
C21D 8/00 - 8/10
C21D 9/46 - 9/48
Claims (2)
- 【請求項１】 Ｃ含有量が0.01〜0.3 wt％の低炭素鋼の
熱延鋼板用素材を溶製し、直ちに又は一旦冷却して加熱
してから熱間圧延を施す際、仕上圧延において被圧延板
の板厚方向及び板幅方向に圧下を加えることとし、この
板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率との比を 0.1
〜３にすると共に、上記仕上圧延を５パス以上で行うも
のとし、その際、第１スタンド入側での鋼板温度と最終
スタンド出側の鋼板温度との差を60℃以下とすることを
特徴とする平均結晶粒径が２μm 未満の超微細粒を有す
る加工用熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 Ｃ含有量が0.01wt％以下の極低炭素鋼の
熱延鋼板用素材を溶製し、直ちに又は一旦冷却して加熱
してから熱間圧延を施す際、仕上圧延において被圧延板
の板厚方向及び板幅方向に圧下を加えることとし、この
板幅方向への圧下率と板厚方向への圧下率との比を 0.1
〜３にすると共に、上記仕上圧延を５パス以上で行うも
のとし、その際、第１スタンド入側での鋼板温度と最終
スタンド出側の鋼板温度との差を60℃以下とすることを
特徴とする平均結晶粒径が７μm 以下の超微細粒を有す
る加工用熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24846997A JP3373765B2 (ja) | 1997-09-12 | 1997-09-12 | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP24846997A JP3373765B2 (ja) | 1997-09-12 | 1997-09-12 | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH1192825A JPH1192825A (ja) | 1999-04-06 |
| JP3373765B2 true JP3373765B2 (ja) | 2003-02-04 |
Family
ID=17178617
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP24846997A Expired - Fee Related JP3373765B2 (ja) | 1997-09-12 | 1997-09-12 | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3373765B2 (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007254772A (ja) * | 2006-03-20 | 2007-10-04 | Osaka Univ | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP7183721B2 (ja) * | 2018-11-15 | 2022-12-06 | 日本製鉄株式会社 | 連続鋳造鋳片の熱間幅圧下圧延方法 |
-
1997
- 1997-09-12 JP JP24846997A patent/JP3373765B2/ja not_active Expired - Fee Related
Non-Patent Citations (1)
| Title |
|---|
| Ｗａｄｅ Ｃｒｕｓｅ，Ａｐｐｌｉｃａｔｉｏｎ ｏｆ ａｎ ｅｄｇｅｒ ａｔ Ｇａｌｌａｔｉｎ Ｓｔｅｅｌ，Ｉｒｏｎ ａｎｄ Ｓｔｅｅｌ Ｅｎｇｉｎｅｅｒ，１９９７年９月９日，Ｖｏｌ．７４，Ｎｏ．８，Ｐ．５６−５９ |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH1192825A (ja) | 1999-04-06 |
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