CN107250412A - 钢板 - Google Patents

钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN107250412A
CN107250412A CN201680010704.4A CN201680010704A CN107250412A CN 107250412 A CN107250412 A CN 107250412A CN 201680010704 A CN201680010704 A CN 201680010704A CN 107250412 A CN107250412 A CN 107250412A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
oxide skin
steel plate
ratio
concentration
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
Application number
CN201680010704.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107250412B (zh
Inventor
石田钦也
冈本力
前田大介
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN107250412A publication Critical patent/CN107250412A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107250412B publication Critical patent/CN107250412B/zh
Expired - Fee Related legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES OR PROFILES, OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/02—Manufacture of metal sheets, bars, wire, tubes or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • 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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • 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
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials 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)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

一种钢板，其中包含基体钢、基体钢的表面的厚度为10.0μm以下的氧化皮和基体钢与氧化皮之间的内部氧化层。在内部氧化层中，Cr浓度的平均值为1.50质量％～5.00质量％，并且在轧制方向的长度为50μm的范围内相距1μm的相邻2个测定区域间的Cr浓度之比为0.90以下或1.11以上的部分有1个以上。粒径为100nm以上且1μm以下的碳化物或碳氮化物中所含的Ti的量相对于在将Ti含量(质量％)设定为[Ti]，将N含量(质量％)设定为[N]时由式“Tieff＝[Ti]‑48/14[N]”所表示的参数Tieff的比例为30％以下。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及适于卡车的车架等比较长的结构用构件的高强度钢板。
背景技术
以由耗油量提高所导致的排气消减为目的，一直以来希望汽车、铁道车辆等运输设备的轻质化。在运输设备的构件中使用薄钢板对于运输设备的轻质化是有效的，但为了在使用薄钢板的同时确保所期望的强度，希望钢板自身具有高强度。
从成本等的观点出发，在运输设备的构件例如卡车的副车架中使用残存有热轧中生成的氧化皮(黑皮)的钢板。但是，以往的残存有氧化皮的钢板在矫平机设备的板材传送等的精整时、由用户进行的弯曲、压制等加工时，会发生氧化皮剥离。如果发生氧化皮的剥离，则需要对有氧化皮附着的辊、模具进行保养维护。另外，在保养维护后仍有氧化皮残存的情况下，氧化皮被挤入其后处理的钢板中，会导致在该钢板中产生凹陷花纹。因此，对于使氧化皮残存的钢板而言，要求氧化皮难以从基体钢剥离的优异的氧化皮密合性(也称为氧化皮粘附性)。
虽然以氧化皮密合性的提高为目的的钢板已经被公知，但对于以往的钢板而言，无法兼具良好的机械特性和优异的氧化皮密合性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2014-31537号公报
专利文献2：日本特开2012-162778号公报
专利文献3：日本专利第5459028号公报
专利文献4：日本特开2004-244680号公报
专利文献5：日本特开2000-87185号公报
专利文献6：日本特开平7-34137号公报
专利文献7：日本特开2014-51683号公报
专利文献8：日本特开平7-118792号公报
专利文献9：日本特开2014-118592号公报
非专利文献
非专利文献1：神户制钢技报/Vol.56，No.32(2006年12月)，P22
发明内容
发明要解决的课题
本发明的目的在于提供能够兼具良好的机械特性和优异的氧化皮密合性的钢板。
用于解决课题的手段
本发明的发明者们为了解决上述课题进行了深入研究。其结果查明了：氧化皮和内部氧化层(subscale)的形态对氧化皮密合性的提高产生了巨大的影响。另外，也查明了：特别是热轧的条件对氧化皮和内部氧化层的形态产生了影响。
本申请发明人基于这样的认知进一步进行了反复深入的研究，结果想到了以下所示的发明的各方案。
(1)一种钢板，其特征在于，具有：
基体钢；
所述基体钢的表面的厚度为10.0μm以下的氧化皮；和
所述基体钢与所述氧化皮之间的内部氧化层，
所述基体钢具有由下述所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.05％～0.20％、
Si：0.01％～1.50％、
Mn：1.50％～2.50％、
P：0.05％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.005％～0.10％、
N：0.008％以下、
Cr：0.30％～1.00％、
Ti：0.06％～0.20％、
Nb：0.00％～0.10％、
V：0.00％～0.20％、
B：0.0000％～0.0050％、
Cu：0.00％～0.50％、
Ni：0.00％～0.50％、
Mo：0.00％～0.50％、
W：0.00％～0.50％、
Ca：0.0000％～0.0050％、
Mg：0.0000％～0.0050％、
REM：0.000％～0.010％、并且
剩余部分：Fe和杂质，
在所述内部氧化层中，
Cr浓度的平均值为1.50质量％～5.00质量％，并且
在轧制方向的长度为50μm的范围内，相距1μm的相邻2个测定区域间的Cr浓度之比为0.90以下或者1.11以上的部分有1个以上，
粒径为100nm以上且1μm以下的碳化物或者碳氮化物中所含的Ti的量相对于在将Ti含量(质量％)设定为[Ti]、将N含量(质量％)设定为[N]时由下述式1所表示的参数Tieff的比例为30％以下。
Tieff＝[Ti]-48/14[N] (式1)
(2)根据(1)所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Nb：0.001％～0.10％、
V：0.001％～0.20％、
B：0.0001％～0.0050％、
Cu：0.01％～0.50％、
Ni：0.01％～0.50％、
Mo：0.01％～0.50％、或
W：0.01％～0.50％、
或者它们的任意的组合。
(3)根据(1)或(2)所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Ca：0.0005％～0.0050％、
Mg：0.0005％～0.0050％、或
REM：0.0005％～0.010％、
或者它们的任意的组合。
发明效果
根据本发明，氧化皮和内部氧化层的形态是适宜的，因此能够兼具良好的机械特性和优异的氧化皮密合性。
附图说明
图1是表示Cr浓度的测绘结果的一个例子的图。
图2是表示氧化皮的形态与氧化皮密合性的关系的图。
具体实施方式
本发明的发明者们对于氧化皮的厚度和内部氧化层的形态对氧化皮密合性产生的影响进行了研究。
在氧化皮的厚度的测定中，从各个钢板中采取以与轧制方向和厚度方向平行的面作为观察面的试样，对观察面进行镜面研磨，使用光学显微镜以1000倍进行了观察。然后，将在10个视野以上所得到的氧化皮的厚度的平均值作为了该钢板的氧化皮的厚度。
在内部氧化层的形态的分析中，从各个钢板中采取以与轧制方向和厚度方向平行的面作为观察面的试样，对观察面进行镜面研磨，使用电子探针显微分析仪(electronprobe micro analyzer：EPMA)对内部氧化层的Cr浓度(质量％)进行了分析。具体而言，将加速电压设定为15.0kV、照射电流设定为50nA、每1点的测定时间设定为20m秒，由此对轧制方向的长度为50μm以上、包含氧化皮和基体钢的区域中的Cr浓度进行了测绘。在该测绘中，对于轧制方向和厚度方向将测定点间的间隔都设定为0.1μm。
在图1中示出测绘的结果的一个例子。该例中所使用的试样的基体钢的Cr含量为3.9质量％，将轧制方向的长度为60μm、包含氧化皮和基体钢的区域作为了分析对象。在图1中，Cr浓度特别高的部分为内部氧化层，其下为基体钢，其上为氧化皮。由图1可知：内部氧化层的Cr浓度比基体钢的Cr浓度高。
本发明的发明者们对于Cr浓度的测绘结果进行了如下的分析。在该分析中，设定了由在轧制方向上连续排列的10个测定点构成的测定区域。测定点的间隔为0.1μm，因此测定区域的轧制方向的尺寸为1μm。另外，Cr浓度的测绘的对象区域的轧制方向的长度为50μm以上，因此测定区域为50个以上。然后，对每个测定区域求出Cr浓度的平均值和最大值Cmax，算出50个以上的测定区域间的最大值Cmax的平均值Ave，将平均值Ave作为了内部氧化层中的Cr浓度的平均值。
进一步，对于50个以上的测定区域，求出了相邻2个测定区域间的一个测定区域的最大值Cmax相对于另一个测定区域的最大值Cmax的浓度比RCr。即，求出了用一个测定区域的最大值Cmax除以另一个测定区域的最大值Cmax所得到的商。此时，将哪个最大值Cmax作为分子是任意的。例如，2个测定区域的最大值Cmax为3.90％和3.30％的情况下，浓度比RCr为1.18或0.85，2个测定区域的最大值Cmax为1.70％和1.62％的情况下，浓度比RCr为1.05或0.95。另外，2个测定区域的最大值Cmax相等的情况下，浓度比RCr为1.00，如果内部氧化层内的Cr浓度的最大值Cmax是均匀的，则在所有的测定区域中浓度比RCr都为1.00。因而，浓度比RCr反映了内部氧化层内的Cr浓度的最大值Cmax的波动，浓度比RCr越接近1.00，内部氧化层内的Cr浓度的最大值Cmax的波动越小。
就氧化皮密合性而言，设想卡车的副车架的压制加工，以长度方向与钢板的宽度方向平行的方式采取长条试验片，采用JIS Z2248中记载的V型块法进行了评价。使试验片的大小为宽度(轧制方向)为30mm、长度(宽度方向)为200mm。另外，使弯曲角度为90度，使内侧半径为板厚的2倍。
弯曲后，在弯曲外侧的宽度中央部沿着试验片的长度方向粘贴宽18mm的粘胶带并剥离，算出了在钢板与V型块没有接触的范围中附着于粘胶带的氧化皮的面积率。
然后，将附着于粘胶带的氧化皮的面积率、即从钢板剥离的氧化皮的面积率为10％以下的试验片判定为良好，将该面积率超过10％的试验片判定为不良。本发明的发明者们确认了：如果该试验中从钢板剥离的氧化皮的面积率为10％以下，则实质上不会发生实用加工上的剥离。
对氧化皮的厚度与氧化皮密合性的关系进行了整理，结果是如果氧化皮的厚度超过10.0μm，则无论氧化皮的Cr浓度如何，都未获得良好的氧化皮密合性。另一方面，如果氧化皮的厚度为10.0μm以下，则根据内部氧化层的形态，有时会获得良好的氧化皮密合性，有时无法获得。
因此，本发明的发明者们对于氧化皮的厚度为10.0μm以下的钢板，整理了Cr浓度的平均值Ave和浓度比RCr中最背离1.00的值Rd与氧化皮密合性的关系。将其结果示于图2中。图2的横轴表示Cr浓度的平均值Ave，纵轴表示浓度比RCr中最背离1.00的值Rd。
如图2中所示那样，如果是Cr浓度的平均值Ave低于1.50质量％或超过5.00质量％的试样，则氧化皮密合性不良。另外，即使Cr浓度的平均值Ave为1.50质量％～5.00质量％，如果是浓度比RCr中最背离1.00的值Rd超过0.90且低于1.11的试样，则氧化皮密合性不良。
由以上可以看出，为了获得优异的氧化皮密合性，重要的是：在内部氧化层中，Cr浓度的平均值Ave为1.50质量％～5.00质量％，并且在轧制方向的长度为50μm的范围内相距1μm的相邻2个测定区域间的浓度比RCr为0.90以下或者1.11以上的部分有1个以上。
另外，作为适合应用于卡车的副车架的机械特性，可列举出轧制方向的屈服强度为700MPa以上且低于800MPa、屈服比为85％以上，其结果是，粒径低于100nm的含Ti的碳化物和含Ti的碳氮化物所产生的析出强化对于它们的实现极其有效。以下有时将含Ti的碳化物和含Ti的碳氮化物总称为Ti碳化物。
以下对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式涉及的钢板及其制造中所使用的钢的化学组成进行说明。详细情况将后述，本发明的实施方式涉及的钢板经过钢的铸造、板坯加热、热轧、第1冷却、卷取和第2冷却而制造。因此，钢板和钢的化学组成不仅考虑了钢板的特性，而且考虑了上述这些处理。以下的说明中，钢板和钢中所含的各元素的含量的单位“％”只要无特别说明，即表示“质量％”。本实施方式涉及的钢板及其制造中所使用的钢具有以下所表示的化学组成：以质量％计，C：0.05％～0.20％、Si：0.01％～1.50％、Mn：1.50％～2.50％、P：0.05％以下、S：0.03％以下、Al：0.005％～0.10％、N：0.008％以下、Cr：0.30％～1.00％、Ti：0.06％～0.20％、Nb：0.00％～0.10％、V：0.00％～0.20％、B：0.0000％～0.0050％、Cu：0.00％～0.50％、Ni：0.00％～0.50％、Mo：0.00％～0.50％、W：0.00％～0.50％、Ca：0.0000％～0.0050％、Mg：0.0000％～0.0050％、REM：0.000％～0.010％、并且剩余部分：Fe和杂质。作为杂质，可例示有矿石、废料等原材料中所含的杂质、制造工序中所含的杂质。可列举有Sn和As作为杂质的例子。
(C：0.05％～0.20％)
C有助于强度的提高。如果C含量低于0.05％，则无法获得充分的强度，例如在轧制方向上700MPa以上的屈服强度或85％以上的屈服比或这两者。因此，C含量设定为0.05％以上，优选设定为0.08％以上。另一方面，如果C含量超过0.20％，则强度变得过剩从而延展性降低、焊接性和韧性降低。因此，C含量设定为0.20％以下，优选设定为0.15％以下，更优选设定为0.14％以下。
(Si：0.01％～1.50％)
Si既有助于强度的提高，还作为脱氧材料发挥作用。Si在电弧焊接时也有助于焊接部的形状的改善。如果Si含量低于0.01％，则无法充分地获得这些效果。因此，Si含量设定为0.01％以上，优选设定为0.02％以上。另一方面，如果Si含量超过1.50％，则在钢板的表面大量地产生Si氧化皮从而表面性状降低、韧性降低。因此，Si含量设定为1.50％以下，优选设定为1.20％以下。如果Si含量为1.50％以下，则在本实施方式中，Si对氧化皮密合性的影响可以忽略。
(Mn：1.50％～2.50％)
Mn通过组织强化而有助于强度的提高。如果Mn含量低于1.50％，则无法充分地获得这些效果。例如在轧制方向上无法获得700MPa以上的屈服强度或85％以上的屈服比或这两者。因此，Mn含量设定为1.50％以上，优选设定为1.60％以上。另一方面，如果Mn含量超过2.50％，则强度变得过剩从而延展性降低、焊接性和韧性降低。因此，Mn含量设定为2.50％以下，优选设定为2.40％以下，更优选设定为2.30％以下。
(P：0.05％以下)
P并非必要元素，例如在钢中作为杂质而含有。P阻碍延展性和韧性，因此P含量越低越好。特别是，如果P含量超过0.05％，则延展性和韧性的降低显著。因此，P含量设定为0.05％以下，优选设定为0.04％以下，更优选设定为0.03％以下。P含量的减少需要高昂成本，如果要减少至低于0.0005％，则成本会显著地上升。因此，可以将P含量设定为0.0005％以上，从成本的观点出发，也可以设定为0.0010％以上。
(S：0.03％以下)
S并非必要元素，例如在钢中作为杂质而含有。S生成MnS，从而阻碍延展性、焊接性和韧性，因此S含量越低越好。特别是，如果S含量超过0.03％，则延展性、焊接性和韧性的降低显著。因此，S含量设定为0.03％以下，优选设定为0.01％以下，更优选设定为0.007％以下。S含量的减少需要高昂成本，如果要减少至低于0.0005％，则成本会显著地上升。因此，可以将S含量设定为0.0005％以上，从成本的观点出发，也可以设定为0.0010％以上，从成本的观点出发，也可以设定为0.0010％以上。
(Al：0.005％～0.10％)
Al作为脱氧材料发挥作用。如果Al含量低于0.005％，则无法充分地获得该效果。因此，Al含量设定为0.005％以上，优选设定为0.015％以上。另一方面，如果Al含量超过0.10％，则韧性和焊接性降低。因此，Al含量设定为0.10％以下，优选设定为0.08％以下。
(N：0.008％以下)
N并非必要元素，例如在钢中作为杂质而含有。N形成TiN而消耗Ti，阻碍适于析出强化的微细的Ti碳化物的生成，因此N含量越低越好。特别是，如果N含量超过0.008％，则析出强化能力的降低显著。因此，N含量设定为0.008％以下，优选设定为0.007％以下。N含量的减少需要高昂成本，如果要减少至低于0.0005％，则成本会显著地上升。因此，可以将N含量设定为0.0005％以上，从成本的观点出发，也可以设定为0.0010％以上，从成本的观点出发，也可以设定为0.0010％以上。
(Cr：0.30％～1.00％)
Cr既有助于强度的提高，还通过内部氧化层的形成来提高氧化皮密合性。如果Cr含量低于0.30％，则无法充分地获得这些效果。因此，Cr含量设定为0.30％以上，优选设定为0.25％以上。另一方面，如果Cr含量超过1.00％，则内部氧化层中所含的Cr变得过剩从而氧化皮密合性降低。因此，Cr含量设定为1.00％以下，优选设定为0.80％以下。
(Ti：0.06％～0.20％)
Ti既通过抑制再结晶来抑制晶粒的粗大化，从而有助于屈服强度的提高，又作为Ti碳化物析出从而通过析出强化有助于屈服强度和屈服比的提高。如果Ti含量低于0.06％，则无法充分地获得这些效果。因此，Ti含量设定为0.06％以上，优选设定为0.07％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.20％，则韧性、焊接性和延展性降低，在板坯加热中Ti碳化物无法完全固溶，对析出强化有效的Ti的量不足从而屈服强度和屈服比降低。因此，Ti含量设定为0.20％以下，优选设定为0.16％以下。
Nb、V、B、Cu、Ni、Mo、W、Ca、Mg和REM并非必要元素，是在钢板和钢中可有限度地适宜含有规定量的任选元素。
(Nb：0.00％～0.10％、V：0.00％～0.20％)
Nb和V既作为碳氮化物析出从而有助于强度的提高，也有助于晶粒的粗大化的抑制。晶粒的粗大化的抑制有助于屈服强度的提高和韧性的提高。因此，可含有Nb或V或这两者。为了充分地获得这些效果，Nb含量优选设定为0.001％以上，更优选设定为0.010％以上，V含量优选设定为0.001％以上，更优选设定为0.010％以上。另一方面，如果Nb含量超过0.10％，则韧性和延展性降低，在板坯加热中Nb碳氮化物无法完全固溶，对于强度的确保有效的固溶C不足从而屈服强度和屈服比降低。因此，Nb含量设定为0.10％以下，优选设定为0.08％以下。如果V含量超过0.20％，则韧性和延展性降低。因此，V含量设定为0.20％以下，优选设定为0.16％以下。
(B：0.0000％～0.0050％)
B通过组织强化而有助于强度的提高。因此，可以含有B。为了充分地获得该效果，B含量优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0005％以上。另一方面，如果B含量超过0.0050％，则韧性降低、强度的提高效果饱和。因此，B含量设定为0.0050％以下，优选设定为0.0030％以下。
(Cu：0.00％～0.50％)
Cu有助于强度的提高。因此，可以含有Cu。为了充分地获得该效果，Cu含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上。另一方面，如果Cu含量超过0.50％，则韧性和焊接性降低，板坯的高温开裂的可能性升高。因此，Cu含量设定为0.50％以下，优选设定为0.30％以下。
(Ni：0.00％～0.50％)
Ni既有助于强度的提高，也有助于韧性的提高和板坯的高温开裂的抑制。因此，可含有Ni。为了充分地获得这些效果，Ni含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上。另一方面，如果Ni含量超过0.50％，则成本会徒然上升。因此，Ni含量设定为0.50％以下，优选设定为0.30％以下。
(Mo：0.00％～0.50％、W：0.00％～0.50％)
Mo和W有助于强度的提高。因此，可以含有Mo或W或这两者。为了充分地获得这些效果，Mo含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上，W含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.03％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则成本会徒然上升。因此，Mo含量设定为0.50％以下，优选设定为0.35％以下。如果W含量超过0.50％，则成本会徒然上升。因此，W含量设定为0.50％以下，优选设定为0.35％以下。
由以上可知：对于Nb、V、B、Cu、Ni、Mo和W而言，优选满足“Nb：0.001％～0.10％”、“V：0.001％～0.20％”、“B：0.0001％～0.0050％”、“Cu：0.01％～0.50％”、“Ni：0.01％～0.50％”、“Mo：0.01％～0.50％”、或者“W：0.01％～0.50％”或者它们的任意的组合。
(Ca：0.0000％～0.0050％、Mg：0.0000％～0.0050％、REM：0.000％～0.010％)
Ca、Mg和REM使非金属夹杂物发生球状化，有助于韧性提高和抑制延展性降低。因此，可含有Ca、Mg或REM或者它们的任意的组合。为了充分地获得这些效果，Ca含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上，Mg含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上，REM含量优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。另一方面，如果Ca含量超过0.0050％，则夹杂物的粗大化和夹杂物的数量的增加变得显著，韧性降低。因此，Ca含量设定为0.0050％以下，优选设定为0.0035％以下。如果Mg含量超过0.0050％，则夹杂物的粗大化和夹杂物的数量的增加变得显著，韧性降低。因此，Mg含量设定为0.0050％以下，优选设定为0.0035％以下。如果REM含量超过0.010％，则夹杂物的粗大化和夹杂物的数量的增加变得显著，韧性降低。因此，REM含量设定为0.010％以下，优选设定为0.007％以下。
由以上可知：对于Ca、Mg和REM而言，优选满足“Ca：0.0005％～0.0050％”、“Mg：0.0005％～0.0050％”、或者“REM：0.0005％～0.010％”或者这些的任意的组合。
REM(稀土类金属)是指Sc、Y和镧系元素合计17种元素，“REM含量”意味着这17种元素的合计含量。镧系元素在工业上例如以混合稀土金属的形式被添加。
接下来，对本发明的实施方式涉及的钢板中的Ti的形态进行说明。本发明的实施方式涉及的钢板中，粒径为100nm以上且1μm以下的Ti碳化物中所含的Ti的量(质量％)相对于在将Ti含量(质量％)设定为[Ti]，将N含量(质量％)设定为[N]时由下述式1所表示的参数Tieff(有效Ti量)的比例RTi为30％以下。
Tieff＝[Ti]-48/14[N] (式1)
Ti碳化物通过析出强化而有助于屈服应力和屈服比的提高，但粒径为100nm以上、特别是100μm以上且1μm以下的Ti碳化物中所含的Ti的量相对于有效Ti量的比例对卷取时的微细Ti碳化物的形成产生大的影响。如果比例RTi超过30％，则由粗大的Ti碳化物导致的Ti的消耗变得过多，对于卷取时的微细Ti碳化物的形成的驱动力降低，从而在轧制方向上无法获得充分的屈服强度和屈服比。因此，比例RTi设定为30％以下。
再有，析出Ti可以采用能够进行精度高的测定的任何方法来求出。例如，能够通过采用透射电子显微镜随机地进行观察直至观察至少50个析出物，由各个析出物的尺寸和全视野尺寸导出析出物的尺寸分布，通过能量色散X射线光谱仪(energy dispersive X-rayspectroscopy：EDS)求出析出物中的Ti浓度来算出，从而求出析出Ti。
接下来，对本发明的实施方式涉及的钢板中的氧化皮和内部氧化层的形态进行说明。本发明的实施方式涉及的钢板中，氧化皮的厚度为10.0μm以下，内部氧化层中，Cr浓度的平均值Ave为1.50质量％～5.00质量％，并且在轧制方向的长度为50μm的范围内相距1μm的相邻2个测定区域间的浓度比RCr为0.90以下或1.11以上的部分有1个以上。
(氧化皮的厚度：10.0μm以下)
氧化皮越厚，钢板的加工中在氧化皮中产生的变形越大，在氧化皮中产生开裂，容易剥离。而且，由上述的实验可知的那样，如果氧化皮的厚度超过10.0μm，则无法获得良好的氧化皮密合性。因此，使氧化皮的厚度成为10.0μm以下，优选使其成为8.0μm以下。
(内部氧化层中的Cr浓度的平均值Ave：1.50质量％～5.00质量％)
如由上述的实验结果可知的那样，如果内部氧化层中的Cr浓度的平均值Ave低于1.50质量％或者超过5.00质量％，则无法获得充分的氧化皮密合性。因此，使平均值Ave成为1.50质量％～5.00质量％。作为在平均值Ave低于1.50质量％的情况下无法获得充分的氧化皮密合性的理由，据认为是：内部氧化层的生成不充分，内部氧化层与基体钢的密合性不足。作为Cr浓度的平均值Ave超过5.00质量％的情况下无法获得充分的氧化皮密合性的理由，据认为是：内部氧化层与氧化皮的密合力降低。
(浓度比RCr为0.90以下或1.11以上的部分：1个以上)
如由上述的实验结果可知的那样，浓度比RCr中最背离1.00的值Rd超过0.90且低于1.11的情况下，无法获得充分的氧化皮密合性。因此，使轧制方向的长度为50μm的范围内相距1μm的相邻2个测定区域间的浓度比RCr为0.90以下或1.11以上的部分有1个以上。这意味着在内部氧化层中存在Cr浓度的变动大的区域。虽然在氧化皮中含有与基体钢的适配性好的四氧化三铁锈层，但据认为：在Cr浓度过度均匀的情况下，阻碍了四氧化三铁锈层与基体钢的接触，无法获得良好的氧化皮密合性。另一方面，据认为：如果存在Cr浓度的变动大的区域，则可通过该区域确保四氧化三铁锈层与基体钢的接触，从而可以获得优异的氧化皮密合性。
根据本实施方式，例如，可以获得在轧制方向上700MPa以上且低于800MPa的屈服强度、在轧制方向上85％以上的屈服比。本实施方式适于要求高屈服强度的卡车的副车架这样的长结构用构件，能够有助于由构件的板厚的薄壁化所导致的车辆重量的减轻。再有，如果屈服强度为800MPa以上，则压制加工所需的负荷有可能变得过大。因此，优选屈服强度低于800MPa。另外，如果屈服比低于85％，则拉伸强度相对于屈服应力过高，因此会有加工变得困难的可能性。因此，屈服比优选为85％以上，更优选为90％以上。
屈服强度和屈服比能够通过室温下的按照JIS Z2241的拉伸试验进行测定。试验片中使用以轧制方向为长度方向的JIS5号拉伸试验片。具有屈服点的情况下将上屈服点的强度作为屈服强度，没有屈服点的情况下将残余变形为0.2％的应力作为屈服强度。屈服比为用屈服强度除以拉伸强度所得的商。
接下来，对本发明的实施方式涉及的钢板的制造方法进行说明。在本发明的实施方式涉及的钢板的制造方法中，依次进行具有上述的化学组成的钢的铸造、板坯加热、热轧、第1冷却、卷取和第2冷却。
(铸造)
采用常规方法对具有上述化学组成的钢水进行铸造来制造板坯。作为板坯，可使用对钢锭进行锻造或轧制而成的板坯，优选通过连续铸造来制造板坯。也可使用用薄板坯铸造器等制造的板坯。
(板坯加热)
在板坯的制造后，将板坯暂时冷却，或者原样地直接加热到1150℃以上且低于1250℃的温度。如果该温度(板坯加热温度)低于1150℃，则板坯中的含Ti的析出物无法充分地固溶，之后Ti碳化物无法充分地析出，无法获得充分的强度。因此，使板坯加热温度为1150℃以上，优选使其为1160℃以上。另一方面，如果板坯加热温度为1250℃以上，则晶粒变得粗大从而屈服应力降低，在加热炉内生成的1次氧化皮的生成量增加，成品率降低、燃料成本增大。因此，使板坯加热温度为低于1250℃，优选使其为1245℃以下。
(热轧)
在板坯加热后进行板坯的除氧化皮，进行粗轧。通过粗轧得到粗型材(roughbar)。对粗轧的条件并无特别限定。在粗轧后，通过使用串联轧机进行粗型材的精轧，从而得到热轧钢板。优选通过在粗轧与精轧之间进行使用了高压水等的除氧化皮，从而将在粗型材的表面生成的氧化皮除去。在精轧的入口侧，使粗型材的表面温度低于1050℃。另外，如果精轧的出口侧温度为920℃以上，则氧化皮的厚度超过10.0μm，氧化皮密合性降低。因此，使出口侧温度低于920℃。
出口侧温度越低，则钢板的晶粒变得越微细，越能够获得优异的屈服强度和韧性。因此，从钢板的特性的观点出发，出口侧温度越低越好。另一方面，出口侧温度越低，则粗型材的抗变形性越升高使得轧制负荷增加，无法进行精轧、厚度的控制变得困难。因此，优选根据轧机的能力和厚度控制的精度来设定出口侧温度的下限。虽然也取决于轧机，但出口侧温度低于800℃的情况下容易妨碍精轧的进行。因此，优选使出口侧温度为800℃以上。
(第1冷却)
从精轧完成开始3秒以内在精轧输出辊道开始热轧钢板的冷却，在该冷却中，在从开始冷却的温度(冷却开始温度)至750℃之间以超过30℃/秒的平均冷却速度进行降温。如果从冷却开始温度至750℃之间的平均冷却速度为30℃/秒以下，则相邻的2个测定区域间的浓度比RCr中最背离1.00的值Rd会超过0.90且低于1.11，内部氧化层中的Cr浓度均匀化，氧化皮密合性降低，在奥氏体相中生成粗大的Ti碳化物，强度降低。因此，从冷却开始温度至750℃之间的平均冷却速度设定为超过30℃/秒。另外，从精轧完成到冷却开始为止的时间越延长，则奥氏体相越容易再结晶，伴随该再结晶同时形成粗大的Ti碳化物，对微细的Ti碳化物的生成有效的Ti的量减少。另外，该时间越延长，内部氧化层中的Cr浓度的均匀化越进行。而且，这样的倾向在该时间超过3秒时显著。因此，从精轧完成到冷却开始为止的时间设定为3秒以内。
(卷取)
在冷却至750℃后，在精轧输出辊道的后端进行热轧钢板的卷取。如果卷取时的热轧钢板的温度(卷取温度)为650℃以上，则内部氧化层中的Cr浓度的平均值Ave变得过剩，无法获得充分的氧化皮密合性。因此，卷取温度设定为低于650℃，优选设定为600℃以下。另一方面，如果卷取温度为500℃以下，则内部氧化层中的Cr浓度的平均值Ave变得过少，无法获得充分的氧化皮密合性、Ti碳化物不足而难以获得充分的屈服强度和屈服比。因此，卷取温度设定为超过500℃，优选设定为550℃以上。
(第2冷却)
在热轧钢板的卷取后，将热轧钢板冷却到室温。对此时的冷却方法和冷却速度并无限定。从生产成本的观点出发，优选在大气中静置冷却。
这样，能够制造本发明的实施方式涉及的钢板。
对于该钢板而言，例如在通常的条件下将其通入矫平机，成型为平板，切割为规定的长度，例如，能够作为卡车的副车架用钢板发货。也可以以钢卷的样子发货。
应予说明的是，上述实施方式都只不过是示出了实施本发明时的具体化的例子，不应用它们来对本发明的技术范围作限定性的解释。即，本发明在没有脱离其技术思想或者其主要特征的情况下，能够以各种形式来实施。
实施例
接下来，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性和效果而采用的一个条件例子，本发明并不限定于这一个条件例子。本发明只要不脱离本发明的主旨从而实现本发明的目的，则可采用各种条件。
将具有表1中所示的化学组成的钢进行熔炼，通过连续铸造制造板坯，在表2中所示的条件下进行了板坯加热、热轧、第1冷却和卷取。在卷取后，作为第2冷却，进行了静置冷却直至室温。表1中所示的化学组成的剩余部分为Fe和杂质。表1中的下划线表示其数值在本发明的范围之外。表2中的“出口侧温度”为精轧的出口侧温度，“经过时间”为从精轧完成到第1冷却开始为止的经过时间，“平均冷却速度”为从开始第1冷却的温度到750℃为止的平均冷却速度，“板厚”为卷取后的钢板的厚度。
[表1]
[表2]
接下来，从钢板中采取观察用的试样，测定了粒径为100nm以上且1μm以下的Ti碳化物中所含的Ti的量相对于有效Ti量的比例RTi、氧化皮的厚度、以及内部氧化层中的Cr浓度的平均值Ave和浓度比RCr中最背离1.00的值Rd。将其结果示于表3中。表3中的下划线表示其数值在本发明的范围之外。
另外，从钢板中采取拉伸试验用的试验片，通过拉伸试验测定了屈服强度和屈服比。进一步地，采取氧化皮密合性的评价用的长条试验片，采用上述方法进行了氧化皮密合性的评价。将它们的结果也示于表3中。表3中的下划线表示其数值在优选范围之外。这里所说的优选范围是：屈服强度为700MPa以上且低于800MPa，屈服比为85％以上，氧化皮密合性为良好(○)。
[表3]
如表3中所示那样，如果是本发明范围内的试样No.1、No.3、No.5、No.7、No.9、No.11、No.14、No.15、No.17、No.19、No.21、No.23、No.25、No.27和No.29，则能够获得良好的机械特性和优异的氧化皮密合性。
另一方面，对于试样No.2、No.4、No.12、No.26而言，由于比例RTi过高，值Rd过于接近1.00，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.6而言，比例RTi过高，氧化皮过厚，平均值Ave过大，因此屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.8而言，比例RTi过高，氧化皮过厚，平均值Ave过小，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.10而言，比例RTi过高，氧化皮过厚，平均值Ave过大，值Rd过度接近1.00，因此屈服强度和屈服比降低，氧化皮密合性不良。对于试样No.13、No.22而言，比例RTi过高，平均值Ave过小，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.16而言，比例RTi过高，氧化皮过厚，平均值Ave过度变大，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.18而言，比例RTi过高，氧化皮过厚，平均值Ave过小，因此屈服比低，氧化皮密合性不良。对于试样No.20而言，比例RTi过高，平均值Ave过大，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。在试样No.24中，平均值Ave过大，因此氧化皮密合性不良。对于试样No.28而言，氧化皮过厚，因此氧化皮密合性不良。对于试样No.30而言，比例RTi过高，因此屈服强度和屈服比低，氧化皮密合性不良。
对于试样No.31而言，N含量过高，比例RTi过高，因此屈服强度和屈服比低。对于试样No.32而言，C含量过低，比例RTi过高，因此屈服强度低。对于试样No.33而言，Ti含量过高，比例RTi过高，因此屈服强度和屈服比低。对于试样No.34而言，Nb含量过高，比例RTi过高，因此屈服强度低。对于试样No.35而言，C含量过高，因此屈服强度高。对于试样No.36而言，Ti含量过低，比例RTi过高，因此屈服比低。对于试样No.37而言，Cr含量过高，平均值Ave过大，因此氧化皮密合性不良。对于试样No.38而言，Mn含量过低，比例RTi过高，因此屈服强度低。对于试样No.39而言，Cr含量过低，平均值Ave过小，因此氧化皮密合性不良。对于试样No.40而言，Mn含量过高，因此屈服强度过高。
如果着眼于制造条件，则对于试样No.2而言，出口侧温度过低，因此轧制负荷大，板厚的均匀性低。另外，经过时间过长，平均冷却速度过低。对于试样No.4而言，板坯加热温度过低，平均冷却速度过低。对于试样No.6而言，出口侧温度过高，卷取温度过高。对于试样No.8而言，出口侧温度过高，卷取温度过低。对于试样No.10而言，板坯加热温度过高，成品率低，燃料成本高。另外，出口侧温度过高，平均冷却速度过低，卷取温度过高。对于试样No.12而言，经过时间过长。对于试样No.13而言，卷取温度过低。对于试样No.16而言，板坯加热温度过低，出口侧温度过高，卷取温度过高。对于试样No.18而言，板坯加热温度过高，因此成品率低，燃料成本高。另外，出口侧温度高，卷取温度过低。对于试样No.20而言，板坯加热温度过低，卷取温度过高。对于试样No.22而言，板坯加热温度过低，卷取温度过低。对于试样No.24而言，卷取温度过高。对于试样No.26而言，板坯加热温度过高，因此成品率低，燃料成本高。另外，出口侧温度过高，经过时间过长，平均冷却速度过度降低。对于试样No.28而言，出口侧温度过高。对于试样No.30而言，板坯加热温度过低，出口侧温度过低。
再有，对试样No.1～No.30进行了酸洗性的评价，其结果是：对于氧化皮密合性优异的试样No.1、No.3、No.5、No.7、No.9、No.11、No.14、No.15、No.17、No.19、No.21、No.23、No.25、No.27和No.29而言，酸洗性低，对于其他试样而言，酸洗性高。即，对于氧化皮密合性优异的试样而言，难以通过酸洗将氧化皮除去，对于氧化皮密合性低的试样而言，容易通过酸洗将氧化皮除去。在该评价中，将钢板在温度为80℃、浓度为10质量％的盐酸中浸渍30秒，水洗，干燥后将粘合胶带粘贴于钢板上。然后，将粘合胶带从钢板剥离，通过目视确认了粘合胶带上是否有附着物。有附着物则表示即便在盐酸中的浸渍后氧化皮仍然残存，即酸洗性低，没有附着物则表示通过在盐酸中的浸渍将氧化皮除去了，即酸洗性高。
产业上的可利用性
本发明能够在例如与适于汽车、铁道车辆等运输设备的构件的钢板关联的产业中利用。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.一种钢板，其特征在于，具有：
基体钢；
所述基体钢的表面的厚度为10.0μm以下的氧化皮；和
所述基体钢与所述氧化皮之间的内部氧化层，
所述基体钢具有由下述所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.05％～0.20％、
Si：0.01％～1.50％、
Mn：1.50％～2.50％、
P：0.05％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.005％～0.10％、
N：0.008％以下、
Cr：0.30％～1.00％、
Ti：0.06％～0.20％、
Nb：0.00％～0.10％、
V：0.00％～0.20％、
B：0.0000％～0.0050％、
Cu：0.00％～0.50％、
Ni：0.00％～0.50％、
Mo：0.00％～0.50％、
W：0.00％～0.50％、
Ca：0.0000％～0.0050％、
Mg：0.0000％～0.0050％、
REM：0.000％～0.010％、并且
剩余部分：Fe和杂质，
在所述基体钢中，粒径为100nm以上且1μm以下的碳化物或者碳氮化物中所含的Ti的量相对于在将以质量％计的Ti含量设定为[Ti]、将以质量％计的N含量设定为[N]时由下述式1所表示的参数Tieff的比例为30％以下，
在所述内部氧化层中，
在将Cr浓度的测定点的间隔设定为0.1μm，设定50个以上的由在轧制方向上连续排列的10个测定点构成的测定区域，对每个所述测定区域求出Cr浓度的最大值Cmax，将50个以上的所述测定区域中的所述最大值Cmax的平均值Ave作为Cr浓度的平均值的情况下，所述Cr浓度的平均值为1.50质量％～5.00质量％，并且
在所述50个以上的测定区域中，相邻2个测定区域间的一个测定区域的最大值Cmax相对于另一个测定区域的最大值Cmax的比为0.90以下或者1.11以上的部分有1个以上，
Tieff＝[Ti]-48/14[N] (式1)。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Nb：0.001％～0.10％、
V：0.001％～0.20％、
B：0.0001％～0.0050％、
Cu：0.01％～0.50％、
Ni：0.01％～0.50％、
Mo：0.01％～0.50％、或
W：0.01％～0.50％、
或者它们的任意的组合。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Ca：0.0005％～0.0050％、
Mg：0.0005％～0.0050％、或
REM：0.0005％～0.010％、
或者它们的任意的组合。

Claims (3)

1.一种钢板，其特征在于，具有：
基体钢；
所述基体钢的表面的厚度为10.0μm以下的氧化皮；和
所述基体钢与所述氧化皮之间的内部氧化层，
所述基体钢具有由下述所示的化学组成：
以质量％计，
C：0.05％～0.20％、
Si：0.01％～1.50％、
Mn：1.50％～2.50％、
P：0.05％以下、
S：0.03％以下、
Al：0.005％～0.10％、
N：0.008％以下、
Cr：0.30％～1.00％、
Ti：0.06％～0.20％、
Nb：0.00％～0.10％、
V：0.00％～0.20％、
B：0.0000％～0.0050％、
Cu：0.00％～0.50％、
Ni：0.00％～0.50％、
Mo：0.00％～0.50％、
W：0.00％～0.50％、
Ca：0.0000％～0.0050％、
Mg：0.0000％～0.0050％、
REM：0.000％～0.010％、并且
剩余部分：Fe和杂质，
在所述内部氧化层中，
Cr浓度的平均值为1.50质量％～5.00质量％，并且
在轧制方向的长度为50μm的范围内，相距1μm的相邻2个测定区域间的Cr浓度之比为0.90以下或者1.11以上的部分有1个以上，
粒径为100nm以上且1μm以下的碳化物或者碳氮化物中所含的Ti的量相对于在将以质量％计的Ti含量设定为[Ti]、将以质量％计的N含量设定为[N]时由下述式1所表示的参数Tieff的比例为30％以下，
Tieff＝[Ti]-48/14[N] (式1)。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Nb：0.001％～0.10％、
V：0.001％～0.20％、
B：0.0001％～0.0050％、
Cu：0.01％～0.50％、
Ni：0.01％～0.50％、
Mo：0.01％～0.50％、或
W：0.01％～0.50％、
或者它们的任意的组合。
3.根据权利要求1或2所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中满足：
Ca：0.0005％～0.0050％、
Mg：0.0005％～0.0050％、或
REM：0.0005％～0.010％、
或者它们的任意的组合。
CN201680010704.4A 2015-03-27 2016-03-28 钢板 Expired - Fee Related CN107250412B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-067699 2015-03-27
JP2015067699 2015-03-27
PCT/JP2016/059933 WO2016158861A1 (ja) 2015-03-27 2016-03-28 鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107250412A true CN107250412A (zh) 2017-10-13
CN107250412B CN107250412B (zh) 2019-03-29

Family

ID=57006089

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201680010704.4A Expired - Fee Related CN107250412B (zh) 2015-03-27 2016-03-28 钢板

Country Status (11)

Country Link
US (1) US10435772B2 (zh)
EP (1) EP3276035B1 (zh)
JP (1) JP6406436B2 (zh)
KR (1) KR101980470B1 (zh)
CN (1) CN107250412B (zh)
BR (1) BR112017016442A2 (zh)
ES (1) ES2805288T3 (zh)
MX (1) MX2017010605A (zh)
PL (1) PL3276035T3 (zh)
TW (1) TWI604070B (zh)
WO (1) WO2016158861A1 (zh)

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11242583B2 (en) 2017-11-08 2022-02-08 Nippon Steel Corporation Steel sheet

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11343536A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Press Kogyo Co Ltd トラックフレーム・アクスルケース用高強度熱延鋼板
JP2000024547A (ja) * 1998-07-14 2000-01-25 Ricoh Elemex Corp 空気清浄機における荷電粒子発生部の清掃装置
JP2000045041A (ja) * 1998-07-28 2000-02-15 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性が優れた高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5459028A (en) 1977-10-20 1979-05-12 Seiko Epson Corp Driving system for liquid crystal display unit
JPH0734137A (ja) 1993-07-19 1995-02-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状の優れた高成形性熱延鋼板の製造法
JPH07118792A (ja) 1993-10-21 1995-05-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3113490B2 (ja) * 1994-03-29 2000-11-27 新日本製鐵株式会社 極薄スケール鋼板の製造方法
JPH1036939A (ja) * 1996-05-24 1998-02-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間圧延鋼材および熱延鋼板の製造方法
JPH1171637A (ja) * 1997-06-20 1999-03-16 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃特性及び黒皮ままのプレス加工性に優れる高強度高加工性鋼板
JP2000087185A (ja) 1998-09-07 2000-03-28 Nippon Steel Corp 表面性状およびスケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP2004244680A (ja) * 2003-02-14 2004-09-02 Nippon Steel Corp スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP4295554B2 (ja) * 2003-05-26 2009-07-15 株式会社神戸製鋼所 スケール密着性に優れた熱延鋼板
JP5304435B2 (ja) * 2008-06-16 2013-10-02 新日鐵住金株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5459028B2 (ja) 2010-04-08 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 疲労特性と黒皮上への化成処理性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5679112B2 (ja) 2011-02-08 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5838708B2 (ja) 2011-10-12 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法
JP5994356B2 (ja) 2012-04-24 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5958113B2 (ja) * 2012-06-25 2016-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 スケール密着性に優れた厚鋼板の製造方法
JP5799913B2 (ja) * 2012-08-02 2015-10-28 新日鐵住金株式会社 スケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5846445B2 (ja) 2012-08-07 2016-01-20 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6048108B2 (ja) 2012-12-14 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 表面性状に優れ異方性が小さく切断後の形状が良好な熱延鋼板およびその製造方法
JP6149451B2 (ja) * 2013-03-21 2017-06-21 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH11343536A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Press Kogyo Co Ltd トラックフレーム・アクスルケース用高強度熱延鋼板
JP2000024547A (ja) * 1998-07-14 2000-01-25 Ricoh Elemex Corp 空気清浄機における荷電粒子発生部の清掃装置
JP2000045041A (ja) * 1998-07-28 2000-02-15 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性が優れた高強度鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
TW201702405A (zh) 2017-01-16
TWI604070B (zh) 2017-11-01
ES2805288T3 (es) 2021-02-11
JP6406436B2 (ja) 2018-10-17
CN107250412B (zh) 2019-03-29
WO2016158861A1 (ja) 2016-10-06
PL3276035T3 (pl) 2020-09-21
KR101980470B1 (ko) 2019-05-21
US10435772B2 (en) 2019-10-08
EP3276035B1 (en) 2020-05-06
EP3276035A4 (en) 2018-09-26
MX2017010605A (es) 2017-12-07
EP3276035A1 (en) 2018-01-31
BR112017016442A2 (pt) 2018-04-10
KR20170105565A (ko) 2017-09-19
JPWO2016158861A1 (ja) 2017-11-02
US20180023172A1 (en) 2018-01-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
EP3421633B1 (en) Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
EP2813595B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same
CN107532257B (zh) 热轧钢板及其制造方法
EP3228722B1 (en) High-strength, cold-rolled, thin steel sheet and method for manufacturing the same
CN100439542C (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
CN107208205B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
EP3663424B1 (en) Hot-dip galvanized steel sheet
EP3124637A1 (en) High-strength hot-formed steel sheet member
CN107532255A (zh) 热处理钢板构件以及其的制造方法
WO2013114850A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3418418B1 (en) Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN104685091B (zh) 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
EP3418419B1 (en) Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN105793457B (zh) 烧结硬化型热镀锌钢板
WO2020170542A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN106661685A (zh) 热成形钢板构件
JP6841383B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN107429355A (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3421632B1 (en) Thin steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, method for producing thin steel sheet, and method for producing plated steel sheet
KR20230012028A (ko) 강판 및 그 제조 방법
CN107406947A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN113272465A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP3954791A1 (en) Cold rolled steel sheet and method for producing same
EP3330396B1 (en) Cold rolled steel sheet, plated steel sheet and methods for producing same
CN112714800B (zh) 钢板

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20190329

Termination date: 20210328

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee