JPH11106861A - 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法 - Google Patents
形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法Info
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- JPH11106861A JPH11106861A JP27937997A JP27937997A JPH11106861A JP H11106861 A JPH11106861 A JP H11106861A JP 27937997 A JP27937997 A JP 27937997A JP 27937997 A JP27937997 A JP 27937997A JP H11106861 A JPH11106861 A JP H11106861A
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
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- Y02P10/20—Recycling
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- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加や
マルテンサイトによる強化を利用することなく、８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安定して確保できるようにす
ることで、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工
性に優れる高強度熱延鋼板及び及びその製造方法を提供
する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍ
ｎ：１〜２．５％と、Ｓｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％
と、Ｓ≦０．０１％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％と、Ｎ≦０．０１％と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％
と、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％とを含有し、且つ下
記（１）式を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする。 ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦
０．１３ …（１）
マルテンサイトによる強化を利用することなく、８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安定して確保できるようにす
ることで、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工
性に優れる高強度熱延鋼板及び及びその製造方法を提供
する。 【解決手段】重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍ
ｎ：１〜２．５％と、Ｓｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％
と、Ｓ≦０．０１％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％と、Ｎ≦０．０１％と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％
と、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％とを含有し、且つ下
記（１）式を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする。 ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦
０．１３ …（１）
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、特に発電器のモー
ターコア用材料や自動車足廻り用材料などに好適な、形
状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
に関する。
ターコア用材料や自動車足廻り用材料などに好適な、形
状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】発電器のモーターコア用材料や自動車足
廻り用材料に使用される高強度熱延鋼板には、安定して
所定の強度が得られていることと良好な延性や伸びフラ
ンジ性等の加工性が確保されていることに加え、優れた
加工精度を得るために良好な形状が要求される。
廻り用材料に使用される高強度熱延鋼板には、安定して
所定の強度が得られていることと良好な延性や伸びフラ
ンジ性等の加工性が確保されていることに加え、優れた
加工精度を得るために良好な形状が要求される。
【０００３】従来から、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以下の強度
レベルの析出強化型熱延鋼板については、Ｎｂ，Ｔｉ等
の炭化物形成元素の単独添加によっても、所定の強度を
確保することは比較的容易である。これに対し、８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度レベルの析出強化型熱延鋼板の
製造においては、一種類の炭化物形成元素の添加では強
度上昇量に飽和点が存在し、強度を確保することは困難
であるため、二種類以上の元素を複合添加することで強
度を確保する技術が提案されている。例えば、特開平７
−４８６４８号公報にＮｂとＴｉの複合添加で、組織は
ベイニティックフェライトを主体とした、強度及び延性
に優れる鋼板が公開されている。
レベルの析出強化型熱延鋼板については、Ｎｂ，Ｔｉ等
の炭化物形成元素の単独添加によっても、所定の強度を
確保することは比較的容易である。これに対し、８０ｋ
ｇｆ／ｍｍ2 以上の強度レベルの析出強化型熱延鋼板の
製造においては、一種類の炭化物形成元素の添加では強
度上昇量に飽和点が存在し、強度を確保することは困難
であるため、二種類以上の元素を複合添加することで強
度を確保する技術が提案されている。例えば、特開平７
−４８６４８号公報にＮｂとＴｉの複合添加で、組織は
ベイニティックフェライトを主体とした、強度及び延性
に優れる鋼板が公開されている。
【０００４】また、ＮｂとＴｉの複合添加に加えてＣｕ
を添加した伸びフランジ性に優れる鋼板が、特開平７−
０７０６９６号公報に公開されている。この技術は、Ｃ
ｕを添加してＮｂＣやＴｉＣの析出と同時にε−Ｃｕを
析出させることで、ＮｂＣやＴｉＣを微細分散させ、強
度を確保すると同時に伸びフランジ性を向上させるもの
である。
を添加した伸びフランジ性に優れる鋼板が、特開平７−
０７０６９６号公報に公開されている。この技術は、Ｃ
ｕを添加してＮｂＣやＴｉＣの析出と同時にε−Ｃｕを
析出させることで、ＮｂＣやＴｉＣを微細分散させ、強
度を確保すると同時に伸びフランジ性を向上させるもの
である。
【０００５】さらに、このような技術の他に、二種類以
上の微量添加元素の複合添加による析出強化と組織強化
の複合強化により、強度を確保する方法も提案されてい
る。例えば特開平５−１７９３９６号公報に、ＮｂＣや
ＴｉＣを析出させたフェライトとマルテンサイト及び残
留オーステナイトからなる組織とした、低ＹＲで延性に
優れる鋼板が公開されている。
上の微量添加元素の複合添加による析出強化と組織強化
の複合強化により、強度を確保する方法も提案されてい
る。例えば特開平５−１７９３９６号公報に、ＮｂＣや
ＴｉＣを析出させたフェライトとマルテンサイト及び残
留オーステナイトからなる組織とした、低ＹＲで延性に
優れる鋼板が公開されている。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】しかし、特開平７−４
８６４８号公報のようなＮｂ、Ｔｉの複合添加を利用す
る場合、後述するようにＮｂ及びＴｉ含有量のわずかな
変動によって強度が低下し、安定して所定の強度を確保
できないという問題がある。また、特開平７−０７０６
９６号公報のＣｕ添加鋼板はリサイクル性に劣るという
問題があり、環境問題が重視されている今日においては
積極的に活用すべき手段であるとはいい難い。さらに、
特開平５−１７９３９６号公報のような組織を有する鋼
板を製造するには、実質的に巻取温度を３９０〜４７５
℃まで下げる必要があるので、薄鋼板では形状が劣化し
矯正により生産効率が低下するばかりか矯正量の増加に
伴い延性が低下し加工性が劣化するという問題がある。
８６４８号公報のようなＮｂ、Ｔｉの複合添加を利用す
る場合、後述するようにＮｂ及びＴｉ含有量のわずかな
変動によって強度が低下し、安定して所定の強度を確保
できないという問題がある。また、特開平７−０７０６
９６号公報のＣｕ添加鋼板はリサイクル性に劣るという
問題があり、環境問題が重視されている今日においては
積極的に活用すべき手段であるとはいい難い。さらに、
特開平５−１７９３９６号公報のような組織を有する鋼
板を製造するには、実質的に巻取温度を３９０〜４７５
℃まで下げる必要があるので、薄鋼板では形状が劣化し
矯正により生産効率が低下するばかりか矯正量の増加に
伴い延性が低下し加工性が劣化するという問題がある。
【０００７】上記したように、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上
の高強度熱延鋼板を、形状及び加工性を損なうことなく
安定に製造する技術は未だ確立されていないのが現状で
ある。
の高強度熱延鋼板を、形状及び加工性を損なうことなく
安定に製造する技術は未だ確立されていないのが現状で
ある。
【０００８】本発明の目的は、このような現状を鑑み、
ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテン
サイトによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2以上の強度を安定して確保できるようにすること
で、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工性に優
れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することに
ある。
ＮｂとＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテン
サイトによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍ
ｍ2以上の強度を安定して確保できるようにすること
で、リサイクル性に問題がなく且つ形状及び加工性に優
れる高強度熱延鋼板及びその製造方法を提供することに
ある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】前記課題を解決し目的を
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。
達成するために、本発明は以下に示す手段を用いてい
る。
【００１０】（１）本発明の熱延鋼板は、重量％で、
Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍｎ：１〜２．５％と、Ｓ
ｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１％と、ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ≦０．０１％
と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％と、Ｎｂ：０．００５〜
０．０４％とを含有し、且つ下記（１）式を満足し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とす
る、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板である。
Ｃ：０．０８〜０．２％と、Ｍｎ：１〜２．５％と、Ｓ
ｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％と、Ｓ≦０．０１％と、ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％と、Ｎ≦０．０１％
と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％と、Ｎｂ：０．００５〜
０．０４％とを含有し、且つ下記（１）式を満足し、残
部がＦｅ及び不可避的不純物からなることを特徴とす
る、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板である。
【００１１】 ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１３ …（１） （２）本発明の熱延鋼板は、鋼成分として、重量％でさ
らに、Ｃｒ：０．１〜１％を含有することを特徴とす
る、上記（１）に記載の形状及び加工性に優れる高強度
熱延鋼板である。
らに、Ｃｒ：０．１〜１％を含有することを特徴とす
る、上記（１）に記載の形状及び加工性に優れる高強度
熱延鋼板である。
【００１２】（３）本発明の熱延鋼板は、上記（１）ま
たは（２）に記載の組成を有する鋼であって、フェライ
ト中の平均径１００ｎｍ以上の（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び
（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが、体積率で０．０５％以下であるこ
とを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼
板である。 （４）本発明の製造方法は、上記（１）乃至（３）のい
ずれかに記載の組成を有する鋼板を製造する方法におい
て、連続鋳造スラブを、１２００℃以上に加熱後熱間圧
延を開始し又は鋳造後直送圧延を行い、次いでＡｒ3 点
〜８８０℃の仕上圧延温度で熱間圧延を終了する工程
と、仕上圧延された鋼板をランアウトテーブル上で冷却
して巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中間温度
を５００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃の温度
で巻き取る工程と、を備えたことを特徴とする、形状及
び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法である。
たは（２）に記載の組成を有する鋼であって、フェライ
ト中の平均径１００ｎｍ以上の（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び
（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが、体積率で０．０５％以下であるこ
とを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼
板である。 （４）本発明の製造方法は、上記（１）乃至（３）のい
ずれかに記載の組成を有する鋼板を製造する方法におい
て、連続鋳造スラブを、１２００℃以上に加熱後熱間圧
延を開始し又は鋳造後直送圧延を行い、次いでＡｒ3 点
〜８８０℃の仕上圧延温度で熱間圧延を終了する工程
と、仕上圧延された鋼板をランアウトテーブル上で冷却
して巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中間温度
を５００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃の温度
で巻き取る工程と、を備えたことを特徴とする、形状及
び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法である。
【００１３】
【発明の実施の形態】本発明者らは、上記の課題を解決
するために鋭意研究を重ねた結果、以下に示す新規知見
を得た。
するために鋭意研究を重ねた結果、以下に示す新規知見
を得た。
【００１４】従来の技術では、ＮｂとＴｉは加算的に強
度を高める効果があると考えて複合添加されていたが、
図１に示すように、逆に強度が低下してしまう複合割合
（Ｎｂ／Ｔｉ）が存在し、安定して強度を確保するため
には、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に調整することが必要不可
欠であることを発見した。なお、図１中のデータは、
０．０８％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ及び０．１
３％Ｃ−０．５％Ｓｉ−１．８％Ｍｎ−０．２％Ｃｒを
基本組成としたものに、ＮｂとＴｉをＮｂ／９２．９＋
Ｔｉ／４７．９＝０．００２７の一定範囲内でＮｂ／Ｔ
ｉを変化させて添加したものに本発明の製造方法を適用
した結果である。すなわち、ＮｂとＴｉの複合添加で
は、フェライト中にＴｉＣ，（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎが析出するが、図３及び図４に示すよう
に、ＴｉＣの寸法が数十ｎｍであるのに対し、（Ｔｉ，
Ｎｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃは１００ｎｍ以上と粗大で
ある。このため、析出強化に寄与する主要析出物はＴｉ
Ｃであるが、Ｎｂ／Ｔｉが高い鋼板では、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃの析出量がＴｉＣに比べ相対
的に増加するため、強度が低下してしまうのである。し
たがって、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に制御することによ
り、十分な析出強化量が安定して得られるため、巻取温
度を下げることによる組織強化やＣｕ添加も必要とせ
ず、安定して高強度を得ることができる。
度を高める効果があると考えて複合添加されていたが、
図１に示すように、逆に強度が低下してしまう複合割合
（Ｎｂ／Ｔｉ）が存在し、安定して強度を確保するため
には、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に調整することが必要不可
欠であることを発見した。なお、図１中のデータは、
０．０８％Ｃ−０．３％Ｓｉ−１．３％Ｍｎ及び０．１
３％Ｃ−０．５％Ｓｉ−１．８％Ｍｎ−０．２％Ｃｒを
基本組成としたものに、ＮｂとＴｉをＮｂ／９２．９＋
Ｔｉ／４７．９＝０．００２７の一定範囲内でＮｂ／Ｔ
ｉを変化させて添加したものに本発明の製造方法を適用
した結果である。すなわち、ＮｂとＴｉの複合添加で
は、フェライト中にＴｉＣ，（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎが析出するが、図３及び図４に示すよう
に、ＴｉＣの寸法が数十ｎｍであるのに対し、（Ｔｉ，
Ｎｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃは１００ｎｍ以上と粗大で
ある。このため、析出強化に寄与する主要析出物はＴｉ
Ｃであるが、Ｎｂ／Ｔｉが高い鋼板では、（Ｔｉ，Ｎ
ｂ）Ｎや（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃの析出量がＴｉＣに比べ相対
的に増加するため、強度が低下してしまうのである。し
たがって、Ｎｂ／Ｔｉを適正範囲に制御することによ
り、十分な析出強化量が安定して得られるため、巻取温
度を下げることによる組織強化やＣｕ添加も必要とせ
ず、安定して高強度を得ることができる。
【００１５】また、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎの存在量を低減することにより、延性を高
めることができることも知見した。図２は、強度−延性
バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼす粗大（平均径１００ｎ
ｍ以上）（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの存在
量の影響を示したものであるが、体積率で０．０５％超
えて存在すると強度−延性バランスが著しく低下してし
まうことを発見した。
ｉ，Ｎｂ）Ｎの存在量を低減することにより、延性を高
めることができることも知見した。図２は、強度−延性
バランス（ＴＳ×Ｅｌ）に及ぼす粗大（平均径１００ｎ
ｍ以上）（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの存在
量の影響を示したものであるが、体積率で０．０５％超
えて存在すると強度−延性バランスが著しく低下してし
まうことを発見した。
【００１６】以上の新規知見に基づき、本発明者らは、
Ｎｂ，Ｔｉ複合添加鋼板のＮｂ／Ｔｉ添加比を一定範囲
内に制御して、フェライト中の粗大なＴｉ，Ｎｂ系炭窒
化物の析出量を抑制することによりＴｉＣの析出強化効
果を安定させ、さらに形状を損なわない高めの温度（４
８０〜５５０℃）でフェライト中にＴｉＣを微細析出さ
せるために、仕上圧延温度、ランアウトテーブル上での
中間温度、及び巻取り温度を一定範囲内に制御するよう
にして、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安定して確保
しつつ、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びそ
の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
Ｎｂ，Ｔｉ複合添加鋼板のＮｂ／Ｔｉ添加比を一定範囲
内に制御して、フェライト中の粗大なＴｉ，Ｎｂ系炭窒
化物の析出量を抑制することによりＴｉＣの析出強化効
果を安定させ、さらに形状を損なわない高めの温度（４
８０〜５５０℃）でフェライト中にＴｉＣを微細析出さ
せるために、仕上圧延温度、ランアウトテーブル上での
中間温度、及び巻取り温度を一定範囲内に制御するよう
にして、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安定して確保
しつつ、形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及びそ
の製造方法を見出し、本発明を完成させた。
【００１７】すなわち、本発明は、鋼組成及び製造条件
を下記範囲に限定することにより、ＮｂとＴｉの複合添
加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイトによる強化を
利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安
定して確保できるようにすることで、リサイクル性に問
題がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及
びその製造方法を提供することができる。
を下記範囲に限定することにより、ＮｂとＴｉの複合添
加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイトによる強化を
利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の強度を安
定して確保できるようにすることで、リサイクル性に問
題がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板及
びその製造方法を提供することができる。
【００１８】以下に本発明の成分添加理由、成分限定理
由、及び製造条件の限定理由について説明する。
由、及び製造条件の限定理由について説明する。
【００１９】（１）成分組成範囲 Ｃ：０．０８〜０．２％ 鋼の高強度化のためには必須の元素であり、本発明にお
けるような８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度を得るため
には少なくとも０．０８％は必要であるが、過剰に添加
すると鋼中のセメンタイトが増加してしまい伸びフラン
ジ性を劣化させてしまうので、その添加量の上限は０．
２％である。
けるような８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の高強度を得るため
には少なくとも０．０８％は必要であるが、過剰に添加
すると鋼中のセメンタイトが増加してしまい伸びフラン
ジ性を劣化させてしまうので、その添加量の上限は０．
２％である。
【００２０】Ｍｎ：１〜２．５％ 固溶強化元素として鋼の高強度化には有効な元素であ
り、８０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度を得るためには少
なくとも１％は必要であるが、過剰な添加はコスト高と
なり経済的に不利であるので、その添加量の上限は２．
５％である。
り、８０ｋｇｆ／ｍｍ2以上の高強度を得るためには少
なくとも１％は必要であるが、過剰な添加はコスト高と
なり経済的に不利であるので、その添加量の上限は２．
５％である。
【００２１】Ｓｉ≦１％ Ｍｎと同様に固溶強化元素として鋼の高強度化に有効な
元素であるが、過剰な添加は表面性状を劣化させるので
その添加量の上限は１％である。
元素であるが、過剰な添加は表面性状を劣化させるので
その添加量の上限は１％である。
【００２２】Ｐ≦０．０５％ 固溶強化元素として有効な元素であるが、過剰に添加す
ると加工性及び溶接性の劣化を招くので、その添加量の
上限は０．０５％である。
ると加工性及び溶接性の劣化を招くので、その添加量の
上限は０．０５％である。
【００２３】Ｓ≦０．０１％ 鋼中に過剰に存在すると加工性を劣化させるので、その
鋼中含有量の上限は０．０１％である。 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ 脱酸剤として必要な元素であり、そのためには０．０１
％は必要であるが、過剰の添加は伸びフランジ性を劣化
させるので、その添加量の上限は０．１％である。
鋼中含有量の上限は０．０１％である。 ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．１％ 脱酸剤として必要な元素であり、そのためには０．０１
％は必要であるが、過剰の添加は伸びフランジ性を劣化
させるので、その添加量の上限は０．１％である。
【００２４】Ｎ≦０．０１％ 鋼中に過剰に存在すると、本発明の場合、粗大な（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎの析出量が増加してしまい、強度確保が困
難となるので、その鋼中含有量の上限は０．０１％であ
る。 Ｔｉ：０．０５〜０．２％，Ｎｂ：０．００５〜０．０
４％、且つ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．
９）｝≦０．１３ Ｔｉ，Ｎｂは本発明において最も重要な元素であり、Ｔ
ｉは微細ＴｉＣとしてフェライト中に析出させ鋼板の強
度を確保するためには、少なくとも０．０５％は必要で
あるが、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であ
るので、その添加量の上限は０．２％である。
ｉ，Ｎｂ）Ｎの析出量が増加してしまい、強度確保が困
難となるので、その鋼中含有量の上限は０．０１％であ
る。 Ｔｉ：０．０５〜０．２％，Ｎｂ：０．００５〜０．０
４％、且つ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．
９）｝≦０．１３ Ｔｉ，Ｎｂは本発明において最も重要な元素であり、Ｔ
ｉは微細ＴｉＣとしてフェライト中に析出させ鋼板の強
度を確保するためには、少なくとも０．０５％は必要で
あるが、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であ
るので、その添加量の上限は０．２％である。
【００２５】Ｎｂは圧延中のオーステナイトの再結晶を
抑制し、圧延後の冷却時にベイナイト組織を得るために
必要であり、そのためには０．００５％は必要である
が、過剰な添加は鋼中に粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎや（Ｎ
ｂ，Ｔｉ）Ｃを多量に析出させ強度確保が困難となるの
で、その添加量の上限は０．０４％であり、かつＴｉと
Ｎｂの添加量割合は｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％
／４７．９）｝≦０．１３を満足するものとする。前記
図１で説明したように、｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔ
ｉ％／４７．９）｝が０．１３を超えると、強度が低下
してしまい所望の強度（８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上）が得
られないためである。
抑制し、圧延後の冷却時にベイナイト組織を得るために
必要であり、そのためには０．００５％は必要である
が、過剰な添加は鋼中に粗大な（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎや（Ｎ
ｂ，Ｔｉ）Ｃを多量に析出させ強度確保が困難となるの
で、その添加量の上限は０．０４％であり、かつＴｉと
Ｎｂの添加量割合は｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％
／４７．９）｝≦０．１３を満足するものとする。前記
図１で説明したように、｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔ
ｉ％／４７．９）｝が０．１３を超えると、強度が低下
してしまい所望の強度（８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上）が得
られないためである。
【００２６】また、より高延性を得るためには、フェラ
イト中の平均径１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）
Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率を０．０５％以下とす
ることが好ましい。前記図２で説明したように、粗大な
（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが体積率で０．
０５％を超えると、強度−延性バランスが著しく低下し
てしまうためである。
イト中の平均径１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）
Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率を０．０５％以下とす
ることが好ましい。前記図２で説明したように、粗大な
（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが体積率で０．
０５％を超えると、強度−延性バランスが著しく低下し
てしまうためである。
【００２７】さらに、本発明では上記の合金元素の他
に、鋼板の加工性を高めるために、Ｃｒを以下の範囲で
含有してもよい。
に、鋼板の加工性を高めるために、Ｃｒを以下の範囲で
含有してもよい。
【００２８】Ｃｒ：０．１〜１％ 加工性を損なう粗大なパーライトの生成を抑制する元素
であり、効果を得るためには０．１％以上必要である
が、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であるの
でその添加量の上限は１％である。
であり、効果を得るためには０．１％以上必要である
が、過剰の添加はコスト高となり経済的に不利であるの
でその添加量の上限は１％である。
【００２９】以上の成分系を基本とするが、本発明にお
ける鋼板は必要に応じて、伸びフランジ性の向上のため
Ｃａを０．０１％以下、耐食性向上のためＭｏ、Ｎｉ、
Ｃｕをそれぞれ１％以下よりなる群から選ばれる少なく
とも一種以上をそれぞれ含有しても構わない。なお、本
発明における鋼板の組織は、延性及び伸びフランジ性の
観点から、ＴｉＣの微細析出によって強化したフェライ
トとベイナイトまたは微細パーライトが混在するものが
好ましい。上記の成分範囲に調整することにより、Ｎｂ
とＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイ
トによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の強度を安定して確保しつつ、リサイクル性に問題
がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板を得
ることが可能となる。
ける鋼板は必要に応じて、伸びフランジ性の向上のため
Ｃａを０．０１％以下、耐食性向上のためＭｏ、Ｎｉ、
Ｃｕをそれぞれ１％以下よりなる群から選ばれる少なく
とも一種以上をそれぞれ含有しても構わない。なお、本
発明における鋼板の組織は、延性及び伸びフランジ性の
観点から、ＴｉＣの微細析出によって強化したフェライ
トとベイナイトまたは微細パーライトが混在するものが
好ましい。上記の成分範囲に調整することにより、Ｎｂ
とＴｉの複合添加をベースに、Ｃｕ添加やマルテンサイ
トによる強化を利用することなく、８０ｋｇｆ／ｍｍ2
以上の強度を安定して確保しつつ、リサイクル性に問題
がなく且つ形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板を得
ることが可能となる。
【００３０】このような特性の鋼板は以下の製造方法に
より製造することができる。
より製造することができる。
【００３１】（２）鋼板製造工程 （製造方法）上記の成分組成範囲に調整した鋼を転炉に
て溶製した後、連続鋳造によりスラブにした後、１２０
０℃以上に加熱後熱間圧延を開始するか、あるいは鋳造
後直送圧延を行い、Ａｒ3 点〜８８０℃の仕上圧延温度
で熱間圧延を終了する。その後、ランアウトテーブル上
で冷却して巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中
間温度を５００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃
の温度で巻き取る。
て溶製した後、連続鋳造によりスラブにした後、１２０
０℃以上に加熱後熱間圧延を開始するか、あるいは鋳造
後直送圧延を行い、Ａｒ3 点〜８８０℃の仕上圧延温度
で熱間圧延を終了する。その後、ランアウトテーブル上
で冷却して巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中
間温度を５００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃
の温度で巻き取る。
【００３２】ａ．スラブ加熱温度：１２００℃以上 本発明においては、スラブ中に析出しているＴｉ及びＮ
ｂの析出物を一旦鋼中に再固溶させる必要があり、その
ためのスラブ加熱温度は１２００℃以上は必要である。
ｂの析出物を一旦鋼中に再固溶させる必要があり、その
ためのスラブ加熱温度は１２００℃以上は必要である。
【００３３】ｂ．仕上圧延温度（ＦＴ）：Ａｒ3 点〜８
８０℃ 本発明のように、４８０〜５５０℃という形状を損なわ
ない高めの巻取温度で、延性及び伸びフランジ性を損な
う粗大パーライトの生成を抑制するためには、仕上圧延
終了後ランアウトテーブル上での冷却を開始するまでの
間にオーステナイトの静的再結晶を抑制して、変形帯や
双晶を多量に含有した未再結晶オーステナイトとする必
要がある。これは加工歪が残存したオーステナイト粒か
ら冷却することにより、４８０℃の巻取温度においても
容易にベイナイトが生成するためで、このためにはＦＴ
は８８０℃以下とする必要がある。但し、フェライト域
での圧延となってしまうと、粗大なフェライト（α）展
伸粒が生成し延性及び強度が低下してしまうので、ＦＴ
はＡｒ3 点以上である必要がある。 中間温度（ＭＴ）：５００〜６００℃ 本発明においては、フェライト中にＴｉＣを微細に析出
させる必要があり、このＴｉＣの析出はＡｒ3 変態の進
行と同時に生じている。そのため、強度確保のためには
ランアウトテーブル上での冷却中に十分な量のＴｉＣを
析出させる必要があり、そのためにＭＴは５００℃以上
が必要である。但し、ＭＴが高すぎるとランアウトテー
ブル上での冷却速度が遅くなり、粗大なパーライトが生
成するので、その上限は６００℃である。 巻取温度（ＣＴ）：４８０〜５５０℃ ＣＴが５５０℃を超えると、ＴｉＣが粗大化して強度を
確保することができない。但し、ＣＴが４８０℃未満で
は形状が劣化してしまうので、その下限は４８０℃であ
る。本発明の対象は通常の熱延鋼板以外に、酸洗熱延鋼
板や熱延鋼板に亜鉛めっきや錫めっきなどを施した表面
処理鋼板を含む。
８０℃ 本発明のように、４８０〜５５０℃という形状を損なわ
ない高めの巻取温度で、延性及び伸びフランジ性を損な
う粗大パーライトの生成を抑制するためには、仕上圧延
終了後ランアウトテーブル上での冷却を開始するまでの
間にオーステナイトの静的再結晶を抑制して、変形帯や
双晶を多量に含有した未再結晶オーステナイトとする必
要がある。これは加工歪が残存したオーステナイト粒か
ら冷却することにより、４８０℃の巻取温度においても
容易にベイナイトが生成するためで、このためにはＦＴ
は８８０℃以下とする必要がある。但し、フェライト域
での圧延となってしまうと、粗大なフェライト（α）展
伸粒が生成し延性及び強度が低下してしまうので、ＦＴ
はＡｒ3 点以上である必要がある。 中間温度（ＭＴ）：５００〜６００℃ 本発明においては、フェライト中にＴｉＣを微細に析出
させる必要があり、このＴｉＣの析出はＡｒ3 変態の進
行と同時に生じている。そのため、強度確保のためには
ランアウトテーブル上での冷却中に十分な量のＴｉＣを
析出させる必要があり、そのためにＭＴは５００℃以上
が必要である。但し、ＭＴが高すぎるとランアウトテー
ブル上での冷却速度が遅くなり、粗大なパーライトが生
成するので、その上限は６００℃である。 巻取温度（ＣＴ）：４８０〜５５０℃ ＣＴが５５０℃を超えると、ＴｉＣが粗大化して強度を
確保することができない。但し、ＣＴが４８０℃未満で
は形状が劣化してしまうので、その下限は４８０℃であ
る。本発明の対象は通常の熱延鋼板以外に、酸洗熱延鋼
板や熱延鋼板に亜鉛めっきや錫めっきなどを施した表面
処理鋼板を含む。
【００３４】また、鋼の溶製は転炉、電気炉のいずれで
もよく、上記原理から、スラブを一旦冷却することなく
連続鋳造後に直送圧延を行っても同様な効果を得ること
ができる。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果
を立証する。
もよく、上記原理から、スラブを一旦冷却することなく
連続鋳造後に直送圧延を行っても同様な効果を得ること
ができる。以下に本発明の実施例を挙げ、本発明の効果
を立証する。
【００３５】
【実施例】表１に示す化学成分を有する鋼（本発明鋼：
Ｎｏ．１〜７，１１〜１６、比較鋼：Ｎｏ．８〜１０，
１７〜２０）を実験室真空溶解炉にて溶製後圧延を行
い、３０ｍｍ厚のスラブを作製した。これらのスラブを
１２００〜１２５０℃にて２時間保持後、あるいは一部
のスラブについては直送にて熱間圧延を行い、およそ８
４０〜８７０℃の範囲で圧延を終了し、２．３ｍｍ厚ま
で圧延した。次いで鋼板をガス冷却装置でおよそ５５０
〜５８０℃の範囲の中間温度まで冷却速度約２０℃／秒
で冷却後、直ちに約３０℃／秒で５００〜５３０℃の範
囲の巻取処理相当温度まで冷却後その温度で１時間保持
した。このようにして得られた鋼板について引張試験及
び組織観察を行った。また、本発明鋼Ｎｏ．１〜７及び
１１〜１６の鋼板については、これらから薄膜を作製し
てＴＥＭ観察を行い、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎの同定とサイズ測定を行い、その体積率を
求めた。
Ｎｏ．１〜７，１１〜１６、比較鋼：Ｎｏ．８〜１０，
１７〜２０）を実験室真空溶解炉にて溶製後圧延を行
い、３０ｍｍ厚のスラブを作製した。これらのスラブを
１２００〜１２５０℃にて２時間保持後、あるいは一部
のスラブについては直送にて熱間圧延を行い、およそ８
４０〜８７０℃の範囲で圧延を終了し、２．３ｍｍ厚ま
で圧延した。次いで鋼板をガス冷却装置でおよそ５５０
〜５８０℃の範囲の中間温度まで冷却速度約２０℃／秒
で冷却後、直ちに約３０℃／秒で５００〜５３０℃の範
囲の巻取処理相当温度まで冷却後その温度で１時間保持
した。このようにして得られた鋼板について引張試験及
び組織観察を行った。また、本発明鋼Ｎｏ．１〜７及び
１１〜１６の鋼板については、これらから薄膜を作製し
てＴＥＭ観察を行い、粗大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔ
ｉ，Ｎｂ）Ｎの同定とサイズ測定を行い、その体積率を
求めた。
【００３６】表２にこれらの結果を示す。なお表２に
は、本発明とは異なる製造条件にて製造した鋼板につい
ての結果も比較例（Ｎｏ．８〜１０，１７〜２０，
４’，５’，７’，１２’，１１”）として示した。具
体的には、比較例Ｎｏ．４’は仕上温度を高めたもの、
比較例Ｎｏ．７’はスラブ加熱温度を下げたもの、比較
例Ｎｏ．５’は巻取温度を高めたもの、比較例Ｎｏ．１
２’は中間温度までの冷却速度を５℃／秒と遅くした上
で中間温度を高めたもの、比較例Ｎｏ．１１”は中間温
度を下げたもの（つまり中間温度にて冷却速度を変化さ
せることなく巻取温度まで冷却したもの）である。また
本発明例Ｎｏ．６’とＮｏ．１１’は、本発明鋼Ｎｏ．
６とＮｏ．１１のスラブを直送にて熱間圧延をした結果
である。
は、本発明とは異なる製造条件にて製造した鋼板につい
ての結果も比較例（Ｎｏ．８〜１０，１７〜２０，
４’，５’，７’，１２’，１１”）として示した。具
体的には、比較例Ｎｏ．４’は仕上温度を高めたもの、
比較例Ｎｏ．７’はスラブ加熱温度を下げたもの、比較
例Ｎｏ．５’は巻取温度を高めたもの、比較例Ｎｏ．１
２’は中間温度までの冷却速度を５℃／秒と遅くした上
で中間温度を高めたもの、比較例Ｎｏ．１１”は中間温
度を下げたもの（つまり中間温度にて冷却速度を変化さ
せることなく巻取温度まで冷却したもの）である。また
本発明例Ｎｏ．６’とＮｏ．１１’は、本発明鋼Ｎｏ．
６とＮｏ．１１のスラブを直送にて熱間圧延をした結果
である。
【００３７】図１にて説明したように、本発明によれば
ＮｂとＴｉの複合添加では、Ｎｂ／Ｔｉを調整すること
により、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （約７８５ＭＰａ）以上の
強度を容易に確保することができ、直送にて熱間圧延を
開始してもその効果が同様に得られることがわかる。
ＮｂとＴｉの複合添加では、Ｎｂ／Ｔｉを調整すること
により、８０ｋｇｆ／ｍｍ2 （約７８５ＭＰａ）以上の
強度を容易に確保することができ、直送にて熱間圧延を
開始してもその効果が同様に得られることがわかる。
【００３８】しかし、巻取温度を高めた比較例Ｎｏ．
５’では、フェライト中に析出した微細ＴｉＣが、粗大
化してしまい十分な強度が得られなかった。中間温度を
下げた比較例Ｎｏ．１１”では、十分な量の微細ＴｉＣ
の析出が起こらなかったので、強度を確保することがで
きなかった。スラブ加熱温度を下げた比較例Ｎｏ．７’
では、スラブ冷却時に析出したＮｂ、Ｔｉの炭窒化物の
固溶が不十分であったため、強度の確保ができなかっ
た。ＦＴ（仕上圧延温度）を高くした比較例Ｎｏ．４’
では、オーステナイトの再結晶が進行したため、また中
間温度を高めた比較例Ｎｏ．１２’でも、中間温度まで
の冷却速度が遅いために、加工性を劣化させる粗大なパ
ーライトが生成した。また、比較例Ｎｏ．８〜１０，１
７〜２０は本発明の製造条件を満たしているが、鋼の成
分が本発明の範囲から外れているため、所望の強度を確
保できていないか、または強度−延性バランスが劣って
いる。
５’では、フェライト中に析出した微細ＴｉＣが、粗大
化してしまい十分な強度が得られなかった。中間温度を
下げた比較例Ｎｏ．１１”では、十分な量の微細ＴｉＣ
の析出が起こらなかったので、強度を確保することがで
きなかった。スラブ加熱温度を下げた比較例Ｎｏ．７’
では、スラブ冷却時に析出したＮｂ、Ｔｉの炭窒化物の
固溶が不十分であったため、強度の確保ができなかっ
た。ＦＴ（仕上圧延温度）を高くした比較例Ｎｏ．４’
では、オーステナイトの再結晶が進行したため、また中
間温度を高めた比較例Ｎｏ．１２’でも、中間温度まで
の冷却速度が遅いために、加工性を劣化させる粗大なパ
ーライトが生成した。また、比較例Ｎｏ．８〜１０，１
７〜２０は本発明の製造条件を満たしているが、鋼の成
分が本発明の範囲から外れているため、所望の強度を確
保できていないか、または強度−延性バランスが劣って
いる。
【００３９】さらに、図２にて説明したように、強度−
延性バランスについても、１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎ
ｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率（ρ）が
０．０５％以下であれば優れたものとなることがわか
る。
延性バランスについても、１００ｎｍ以上の粗大な（Ｎ
ｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率（ρ）が
０．０５％以下であれば優れたものとなることがわか
る。
【００４０】
【表１】
【００４１】
【表２】
【００４２】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
鋼組成及び製造条件を特定することにより、Ｎｂ及びＴ
ｉの複合添加をベースにＣｕ添加やマルテンサイトによ
る強化を利用することなしに８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の
強度を安定して確保し、リサイクル性に問題がなく且つ
形状が良好で、しかも加工性に優れた高強度熱延鋼板が
得られる。
鋼組成及び製造条件を特定することにより、Ｎｂ及びＴ
ｉの複合添加をベースにＣｕ添加やマルテンサイトによ
る強化を利用することなしに８０ｋｇｆ／ｍｍ2 以上の
強度を安定して確保し、リサイクル性に問題がなく且つ
形状が良好で、しかも加工性に優れた高強度熱延鋼板が
得られる。
【００４３】したがって、本発明は、延性や伸びフラン
ジ性等の加工性に加え、優れた加工精度を得るために良
好な形状が要求される発電器のモーターコア用材料や自
動車足廻り用材料などに適用することができ、産業上非
常に有効な技術である。
ジ性等の加工性に加え、優れた加工精度を得るために良
好な形状が要求される発電器のモーターコア用材料や自
動車足廻り用材料などに適用することができ、産業上非
常に有効な技術である。
【図１】本発明の実施の形態に係るＮｂ／Ｔｉ添加比と
引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図。
引張強さ（ＴＳ）との関係を示す図。
【図２】本発明の実施の形態に係る１００ｎｍ以上の粗
大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率と
強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）との関係を示す図。
大な（Ｎｂ，Ｔｉ）Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎの体積率と
強度−延性バランス（ＴＳ×ＥＬ）との関係を示す図。
【図３】フェライト中に析出したＴｉＣの透過電子顕微
鏡写真。
鏡写真。
【図４】フェライト中に析出したＴｉ，Ｎｂ系炭窒化物
の透過電子顕微鏡写真。
の透過電子顕微鏡写真。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 38/38 Ｃ２２Ｃ 38/38 (72)発明者 菊池 啓泰 東京都千代田区丸の内一丁目１番２号 日 本鋼管株式会社内
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０８〜０．２％と、
Ｍｎ：１〜２．５％と、Ｓｉ≦１％と、Ｐ≦０．０５％
と、Ｓ≦０．０１％と、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．
１％と、Ｎ≦０．０１％と、Ｔｉ：０．０５〜０．２％
と、Ｎｂ：０．００５〜０．０４％とを含有し、且つ下
記（１）式を満足し、残部がＦｅ及び不可避的不純物か
らなることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強
度熱延鋼板。 ｛（Ｎｂ％／９２．９）／（Ｔｉ％／４７．９）｝≦０．１３ …（１） - 【請求項２】 鋼成分として、重量％でさらに、Ｃｒ：
０．１〜１％を含有することを特徴とする、請求項１に
記載の形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 請求項１または２に記載の組成を有する
鋼であって、 フェライト中の平均径１００ｎｍ以上の（Ｎｂ，Ｔｉ）
Ｃ及び（Ｔｉ，Ｎｂ）Ｎが、体積率で０．０５％以下で
あることを特徴とする、形状及び加工性に優れる高強度
熱延鋼板。 - 【請求項４】 請求項１乃至３のいずれかに記載の組成
を有する鋼板を製造する方法において、 連続鋳造スラブを、１２００℃以上に加熱後熱間圧延を
開始し又は鋳造後直送圧延を行い、次いでＡｒ3 点〜８
８０℃の仕上圧延温度で熱間圧延を終了する工程と、 仕上圧延された鋼板をランアウトテーブル上で冷却して
巻き取る際に、ランアウトテーブル上での中間温度を５
００〜６００℃に制御し、４８０〜５５０℃の温度で巻
き取る工程と、 を備えたことを特徴とする、形状及び加工性に優れる高
強度熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27937997A JP3885314B2 (ja) | 1997-09-29 | 1997-09-29 | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP27937997A JP3885314B2 (ja) | 1997-09-29 | 1997-09-29 | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 |
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| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2006276943A Division JP4329804B2 (ja) | 2006-10-10 | 2006-10-10 | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11106861A true JPH11106861A (ja) | 1999-04-20 |
| JP3885314B2 JP3885314B2 (ja) | 2007-02-21 |
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ID=17610331
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP27937997A Expired - Fee Related JP3885314B2 (ja) | 1997-09-29 | 1997-09-29 | 形状及び加工性に優れる高強度熱延鋼板の製造方法 |
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|---|---|
| JP (1) | JP3885314B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2001023632A1 (fr) * | 1999-09-28 | 2001-04-05 | Nkk Corporation | Tole d'acier laminee a chaud et possedant une resistance elevee a la traction, et procede de production associe |
| US6554918B2 (en) | 2000-07-24 | 2003-04-29 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High-strength hot-rolled steel sheet superior in stretch flange formability and method for production thereof |
| JP2003293083A (ja) * | 2002-04-01 | 2003-10-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板並びに熱延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 |
| JP2007254828A (ja) * | 2006-03-23 | 2007-10-04 | Nippon Steel Corp | 熱間圧延時の耐表面割れ性に優れた薄鋼板及びその製造方法 |
| KR101051225B1 (ko) | 2008-10-28 | 2011-07-21 | 현대제철 주식회사 | 가공성과 도금특성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
-
1997
- 1997-09-29 JP JP27937997A patent/JP3885314B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (9)
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|---|---|---|---|---|
| WO2001023632A1 (fr) * | 1999-09-28 | 2001-04-05 | Nkk Corporation | Tole d'acier laminee a chaud et possedant une resistance elevee a la traction, et procede de production associe |
| CN1117880C (zh) * | 1999-09-28 | 2003-08-13 | 日本钢管株式会社 | 高强度热轧钢板及其制造方法 |
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| KR100419080B1 (ko) * | 1999-09-28 | 2004-02-18 | 제이에프이 엔지니어링 가부시키가이샤 | 고장력 열연강판 및 그 제조방법 |
| EP1170390A4 (en) * | 1999-09-28 | 2005-02-23 | Jfe Steel Corp | HOT ROLLED STEEL SHEET HAVING HIGH TENSILE STRENGTH RESISTANCE AND PROCESS FOR PRODUCING THE SAME |
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| KR101051225B1 (ko) | 2008-10-28 | 2011-07-21 | 현대제철 주식회사 | 가공성과 도금특성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
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