JP2000273577A - 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法Info
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- Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
- Y02P10/00—Technologies related to metal processing
- Y02P10/20—Recycling
Abstract
(57)【要約】
【課題】 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた
高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００
５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８
％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎ
を０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３
≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有する熱延
鋼板のフェライト粒を２０μｍ以下とし、フェライト体
積率を９０％以上にすること。
高張力熱延鋼板およびその製造方法を提供すること。 【解決手段】 重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００
５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８
％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎ
を０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３
≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有する熱延
鋼板のフェライト粒を２０μｍ以下とし、フェライト体
積率を９０％以上にすること。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、建材、輸送機器、
自動車などの構造部材および配電盤などの電気機器への
使用に適した高張力熱延鋼板および製造方法に関し、よ
り詳細には、伸びフランジ性に優れた引張強さ３９０Ｍ
ｐａ〜７８０Ｍｐａ級の高張力熱延鋼板および製造方法
に関する。
自動車などの構造部材および配電盤などの電気機器への
使用に適した高張力熱延鋼板および製造方法に関し、よ
り詳細には、伸びフランジ性に優れた引張強さ３９０Ｍ
ｐａ〜７８０Ｍｐａ級の高張力熱延鋼板および製造方法
に関する。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車衝突特性の向上のために部
材形状の多様化、輸送機材の部品形状の複雑化に伴い、
高張力熱延鋼板の成形性への要求は日増しに強くなって
いる。従来、高張力熱延鋼板加工様式としては、張り出
しや曲げが多かったが、最近の部材形状の複雑化より以
前にもまして伸びフランジ成形性が重要視されるように
なってきた。そのため、伸びフランジ成形の良好な鋼と
して低温変態相により強化した高張力熱延鋼板が開発さ
れたが、溶接などの熱サイクルよって強度の低下が生じ
てしまう。
材形状の多様化、輸送機材の部品形状の複雑化に伴い、
高張力熱延鋼板の成形性への要求は日増しに強くなって
いる。従来、高張力熱延鋼板加工様式としては、張り出
しや曲げが多かったが、最近の部材形状の複雑化より以
前にもまして伸びフランジ成形性が重要視されるように
なってきた。そのため、伸びフランジ成形の良好な鋼と
して低温変態相により強化した高張力熱延鋼板が開発さ
れたが、溶接などの熱サイクルよって強度の低下が生じ
てしまう。
【０００３】そこで、溶接などの熱サイクルに対して熱
影響部の強度の低下の少ない析出強化型高張力熱延鋼板
が注目され始めている。通常、析出強化型熱延鋼板は強
度を出すため、Ｃやその他の成分元素添加量が多く、パ
ーライトのような硬質相が多量に鋼に存在し、それが伸
びフランジ成型時のクラックの起点になり、伸びフラン
ジ性は必ずしも良くはない。
影響部の強度の低下の少ない析出強化型高張力熱延鋼板
が注目され始めている。通常、析出強化型熱延鋼板は強
度を出すため、Ｃやその他の成分元素添加量が多く、パ
ーライトのような硬質相が多量に鋼に存在し、それが伸
びフランジ成型時のクラックの起点になり、伸びフラン
ジ性は必ずしも良くはない。
【０００４】そこで、伸びフランジ性を考慮し、加工を
模擬した冷間圧延後のクラックの起点になるＡ系介在物
の形状を制御し伸びフランジ性を向上させる技術が特開
昭６１−２３７４３号公報に提案されている。しかし、
この公報では冷間圧延材のＡ系介在物の起点を評価して
おり、通常の加工では圧延のような大変形を受けないこ
とから、Ａ系介在物の形態制御のみによる伸びフランジ
性の改良には限界がある。
模擬した冷間圧延後のクラックの起点になるＡ系介在物
の形状を制御し伸びフランジ性を向上させる技術が特開
昭６１−２３７４３号公報に提案されている。しかし、
この公報では冷間圧延材のＡ系介在物の起点を評価して
おり、通常の加工では圧延のような大変形を受けないこ
とから、Ａ系介在物の形態制御のみによる伸びフランジ
性の改良には限界がある。
【０００５】また、特開平５−９８３５３号公報、特開
平６―２００３５号公報および特開平７−１１３８２号
公報には、ベイナイトを微細分散させることで伸びフラ
ンジ性の良好な高張力熱延鋼板を得る方法が開示されて
いるが、ベイナイトを利用していることから溶接の熱影
響部の軟質化が問題となる。
平６―２００３５号公報および特開平７−１１３８２号
公報には、ベイナイトを微細分散させることで伸びフラ
ンジ性の良好な高張力熱延鋼板を得る方法が開示されて
いるが、ベイナイトを利用していることから溶接の熱影
響部の軟質化が問題となる。
【０００６】さらに、特開昭４９−９１０２３号公報、
特開昭５０−１３３９２０号公報および特開昭５０−２
４１１６号公報には、圧延条件を規定して結晶粒を微細
化し、伸びフランジ性を改良する方法が開示されている
が、これは、６ｍｍｔから８ｍｍｔの圧延率のとれない
厚物を対象としたものであり、６ｍｍｔ以下の鋼板には
適用の効果はない。
特開昭５０−１３３９２０号公報および特開昭５０−２
４１１６号公報には、圧延条件を規定して結晶粒を微細
化し、伸びフランジ性を改良する方法が開示されている
が、これは、６ｍｍｔから８ｍｍｔの圧延率のとれない
厚物を対象としたものであり、６ｍｍｔ以下の鋼板には
適用の効果はない。
【０００７】さらにまた、特開平５−３４５９１８号公
報には加熱炉の操業条件を短時間均熱に規定してＴｉＣ
固溶量を調整し細粒化を通じて加工性を向上させる方法
が開示されているが、２００ｍｍ以上の厚いスラブの均
熱時間を３０分以下とすることはスラブの内部と外周の
析出物固溶量の不均一を招き、コイル内の材質安定は望
めない。
報には加熱炉の操業条件を短時間均熱に規定してＴｉＣ
固溶量を調整し細粒化を通じて加工性を向上させる方法
が開示されているが、２００ｍｍ以上の厚いスラブの均
熱時間を３０分以下とすることはスラブの内部と外周の
析出物固溶量の不均一を招き、コイル内の材質安定は望
めない。
【０００８】さらにまた、特開昭５８−３９７３１号公
報には、低炭素Ｔｉ添加高張力熱延鋼板の直送圧延時の
圧延開始温度と時間を規定することで、析出物の析出形
態を制御し加工性を向上させる技術が開示されている
が、スラブの長手方向前後での保持時間が異なるため、
コイルエンド性が生じるとともに、圧延材先頭温度が１
１００℃以上に保持されるように圧延材先頭部を３０分
間加熱保持するには膨大なエネルギーが必要になるの
で、直送圧延のメリットが得られず、現実的な技術とは
いえない。
報には、低炭素Ｔｉ添加高張力熱延鋼板の直送圧延時の
圧延開始温度と時間を規定することで、析出物の析出形
態を制御し加工性を向上させる技術が開示されている
が、スラブの長手方向前後での保持時間が異なるため、
コイルエンド性が生じるとともに、圧延材先頭温度が１
１００℃以上に保持されるように圧延材先頭部を３０分
間加熱保持するには膨大なエネルギーが必要になるの
で、直送圧延のメリットが得られず、現実的な技術とは
いえない。
【０００９】このように、いずれの従来技術において
も、材質安定性を保持しつつ、伸びフランジ性の優れた
鋼板を現実的に得ることはできていない。
も、材質安定性を保持しつつ、伸びフランジ性の優れた
鋼板を現実的に得ることはできていない。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】本発明はかかる事情に
鑑みてなされたものであって、伸びフランジ性が良好で
材質ばらつきも小さい高張力熱延鋼板およびその製造方
法を提供することを目的とする。
鑑みてなされたものであって、伸びフランジ性が良好で
材質ばらつきも小さい高張力熱延鋼板およびその製造方
法を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】本発明者らは、低炭素鋼
Ｔｉ添加高張力熱延鋼板において伸びフランジ性を良好
にすることができる組成範囲と組織との組み合わせにつ
いて鋭意研究を重ねた結果、従来のＣ、Ｍｎを単に低減
すれば伸びフランジ性が向上するという知見とは異なる
以下の知見を得た。
Ｔｉ添加高張力熱延鋼板において伸びフランジ性を良好
にすることができる組成範囲と組織との組み合わせにつ
いて鋭意研究を重ねた結果、従来のＣ、Ｍｎを単に低減
すれば伸びフランジ性が向上するという知見とは異なる
以下の知見を得た。
【００１２】すなわち、Ｍｎ量により伸びフランジ性は
変化し、Ｔｉ量の関数として表した所定範囲のＭｎ量で
伸びフランジ性が急激に良好になること、およびその組
成において、フェライト粒径を制御することで、伸びフ
ランジ性および強度のバランスに優れた高張力熱延鋼板
を得ることができることを見出した。
変化し、Ｔｉ量の関数として表した所定範囲のＭｎ量で
伸びフランジ性が急激に良好になること、およびその組
成において、フェライト粒径を制御することで、伸びフ
ランジ性および強度のバランスに優れた高張力熱延鋼板
を得ることができることを見出した。
【００１３】このことを実験結果に基づいて説明する。
まず、Ｃ＝０．０７％、Ｓｉ＝０．０１％、Ｐ＝０．０
１０％、Ｓ＝０．００３％、Ａｌ＝０．０４５％、Ｎ＝
０．００３０％、Ｔｉ＝０．０６％でＭｎ量を変化させ
た鋼を溶製し熱延板を作製した。熱延条件は、仕上温度
８４０℃、巻取温度６００℃とした。得られた熱延板の
フェライト粒径は５〜１０μｍであった。熱延板の板厚
を両面研削により１．６ｍｍｔに統一し、１０ｍｍφの
穴を打ち抜き穴拡げ試験を行った。その結果を図１に示
す。図１に示すようにＭｎ量が約０．４５％〜１．０％
で伸びフランジ性が良好になる。このように、Ｍｎ量が
ある特定の範囲の場合に伸びフランジ性が良好になるこ
とが確認された。なお、この伸びフランジ性が良好にな
るＭｎ量は、後述するようにＴｉ量によって変化する。
まず、Ｃ＝０．０７％、Ｓｉ＝０．０１％、Ｐ＝０．０
１０％、Ｓ＝０．００３％、Ａｌ＝０．０４５％、Ｎ＝
０．００３０％、Ｔｉ＝０．０６％でＭｎ量を変化させ
た鋼を溶製し熱延板を作製した。熱延条件は、仕上温度
８４０℃、巻取温度６００℃とした。得られた熱延板の
フェライト粒径は５〜１０μｍであった。熱延板の板厚
を両面研削により１．６ｍｍｔに統一し、１０ｍｍφの
穴を打ち抜き穴拡げ試験を行った。その結果を図１に示
す。図１に示すようにＭｎ量が約０．４５％〜１．０％
で伸びフランジ性が良好になる。このように、Ｍｎ量が
ある特定の範囲の場合に伸びフランジ性が良好になるこ
とが確認された。なお、この伸びフランジ性が良好にな
るＭｎ量は、後述するようにＴｉ量によって変化する。
【００１４】このようにＭｎ量がある特定の範囲の場合
に伸びフランジ性が良好になる理由については未だ明確
になってはいないが、以下のように考えられる。Ｍｎは
Ａｒ ３変態点を変化させる元素であり、Ｍｎ量の異なる
鋼を同じ条件で熱間圧延しても、γ→α変態の温度が異
なるため、Ｍｎ量によって圧延後の固溶Ｔｉ量が異な
り、これによって実質的に微細ＴｉＣ量が変化するため
と考えられる。
に伸びフランジ性が良好になる理由については未だ明確
になってはいないが、以下のように考えられる。Ｍｎは
Ａｒ ３変態点を変化させる元素であり、Ｍｎ量の異なる
鋼を同じ条件で熱間圧延しても、γ→α変態の温度が異
なるため、Ｍｎ量によって圧延後の固溶Ｔｉ量が異な
り、これによって実質的に微細ＴｉＣ量が変化するため
と考えられる。
【００１５】すなわち、図１において、点Ａ以上のＭｎ
量ではＭｎ量の増加とともに熱間圧延中ＴｉＣの溶解度
が大きくなり、熱延中から析出するＴｉＣのサイズも大
きくなるため鋼の伸びが改善され、伸びフランジ性が向
上する。一方、点Ｂを超えて過剰なＭｎを添加するとＴ
ｉＣが粗大になりクラックの起点となるため、伸びフラ
ンジ性が低下する。さらに、低炭素鋼をベースとするこ
とで、従来の０．１％鋼のようなパーライトの多量析出
を抑え、材質のばらつきを低減することができる。
量ではＭｎ量の増加とともに熱間圧延中ＴｉＣの溶解度
が大きくなり、熱延中から析出するＴｉＣのサイズも大
きくなるため鋼の伸びが改善され、伸びフランジ性が向
上する。一方、点Ｂを超えて過剰なＭｎを添加するとＴ
ｉＣが粗大になりクラックの起点となるため、伸びフラ
ンジ性が低下する。さらに、低炭素鋼をベースとするこ
とで、従来の０．１％鋼のようなパーライトの多量析出
を抑え、材質のばらつきを低減することができる。
【００１６】次に、Ｃ＝０．０７％、Ｓｉ＝０．０１
％、Ｐ＝０．０１０％、Ｓ＝０．００３％、Ａｌ＝０．
０４５％、Ｎ＝０．００３０％で、ＴｉとＭｎ量を変化
させた鋼を溶製し熱延板を作製した。熱延条件は、仕上
温度８４０℃、巻取温度６００℃とした。得られた熱延
板のフェライト粒径は５〜１０μｍであった。熱延板の
板厚を両面研削により１．６ｍｍｔに統一し、１０ｍｍ
φの穴を打ち抜き穴拡げ試験を行った。その結果を図２
に示す。図２はＭｎ、Ｔｉ量と伸びフランジ性の関係を
示す。図２に示すように伸びフランジ性を良好にするた
めに必要なＭｎ量の範囲が存在し、伸びフランジの良好
な範囲がＴｉ量の増加に従って高Ｍｎ側にシフトしてい
ることがわかる。したがって、ＭｎをＴｉの関数として
規定する必要がある。
％、Ｐ＝０．０１０％、Ｓ＝０．００３％、Ａｌ＝０．
０４５％、Ｎ＝０．００３０％で、ＴｉとＭｎ量を変化
させた鋼を溶製し熱延板を作製した。熱延条件は、仕上
温度８４０℃、巻取温度６００℃とした。得られた熱延
板のフェライト粒径は５〜１０μｍであった。熱延板の
板厚を両面研削により１．６ｍｍｔに統一し、１０ｍｍ
φの穴を打ち抜き穴拡げ試験を行った。その結果を図２
に示す。図２はＭｎ、Ｔｉ量と伸びフランジ性の関係を
示す。図２に示すように伸びフランジ性を良好にするた
めに必要なＭｎ量の範囲が存在し、伸びフランジの良好
な範囲がＴｉ量の増加に従って高Ｍｎ側にシフトしてい
ることがわかる。したがって、ＭｎをＴｉの関数として
規定する必要がある。
【００１７】この種の鋼を圧延する際に直送圧延する場
合には、析出物をすべて固溶した状態で圧延できること
から、強度確保には有利である。しかし、この場合、析
出物の析出駆動力が大きくなり、仕上圧延後段における
未再結晶圧延において析出物が多く析出を開始すること
から、従来の仕上温度のみを考慮した圧延では材質は均
一化しない。これは、仕上温度を確保するために、通
常、圧延速度を上昇させる方法が採用されており、その
結果、未再結晶圧延の析出物の析出開始点が仕上圧延機
後段側にずれ、未再結晶圧延時の圧延率が変化してしま
うからである。
合には、析出物をすべて固溶した状態で圧延できること
から、強度確保には有利である。しかし、この場合、析
出物の析出駆動力が大きくなり、仕上圧延後段における
未再結晶圧延において析出物が多く析出を開始すること
から、従来の仕上温度のみを考慮した圧延では材質は均
一化しない。これは、仕上温度を確保するために、通
常、圧延速度を上昇させる方法が採用されており、その
結果、未再結晶圧延の析出物の析出開始点が仕上圧延機
後段側にずれ、未再結晶圧延時の圧延率が変化してしま
うからである。
【００１８】本発明者らは、以上のことから、未再結晶
圧延に入る前、すなわち仕上圧延入り側または仕上圧延
前段のスタンド間において圧延材を加熱することで圧延
速度の増速を最小限に押さえ、未再結晶時の圧延率を一
定にすることにより、長手方向の材質の変化を低減する
ことができることを見出した。
圧延に入る前、すなわち仕上圧延入り側または仕上圧延
前段のスタンド間において圧延材を加熱することで圧延
速度の増速を最小限に押さえ、未再結晶時の圧延率を一
定にすることにより、長手方向の材質の変化を低減する
ことができることを見出した。
【００１９】本発明は上記知見に基づいてなされたもの
であり、第１に、重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００
５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８
％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎ
を０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３
≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有し、フェ
ライト粒径が２０μｍ以下で、フェライト体積率が９０
％以上であることを特徴とする伸びフランジ加工性と材
質安定性に優れた高張力熱延鋼板を提供するものであ
る。
であり、第１に、重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００
５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８
％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎ
を０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３
≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有し、フェ
ライト粒径が２０μｍ以下で、フェライト体積率が９０
％以上であることを特徴とする伸びフランジ加工性と材
質安定性に優れた高張力熱延鋼板を提供するものであ
る。
【００２０】本発明は、第２に、重量％で、０．０３≦
Ｃ≦０．０８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．００５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦
０．００８％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、
さらにＭｎを０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔ
ｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で
含有する鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後仕上圧延前、
または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、４
段入り側温度の変動を±３０℃以下に制御し、仕上温度
をＡｒ３変態点以上、８６０℃以下とし、巻取温度を６
２０℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ加工性
と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板方法を提供するも
のである。
Ｃ≦０．０８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．００５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦
０．００８％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、
さらにＭｎを０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔ
ｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で
含有する鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後仕上圧延前、
または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、４
段入り側温度の変動を±３０℃以下に制御し、仕上温度
をＡｒ３変態点以上、８６０℃以下とし、巻取温度を６
２０℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ加工性
と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板方法を提供するも
のである。
【００２１】本発明は、第３に、重量％で、０．０３≦
Ｃ≦０．０８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．００５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦
０．００８％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、
さらにＭｎを０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔ
ｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で
含有する鋼を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延
を行う直送圧延により熱間圧延する際に、粗圧延後仕上
圧延前、または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を加
熱し、仕上圧延機の４段入り側温度の変動を±３０℃以
下に制御し、仕上温度をＡｒ３変態点以上、８６０℃以
下とし、巻取温度を６２０℃以下とすることを特徴とす
る伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延
鋼板方法を提供する。
Ｃ≦０．０８％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、
Ｓ≦０．００５％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦
０．００８％、０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、
さらにＭｎを０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔ
ｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で
含有する鋼を鋳造後冷却することなくそのまま熱間圧延
を行う直送圧延により熱間圧延する際に、粗圧延後仕上
圧延前、または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を加
熱し、仕上圧延機の４段入り側温度の変動を±３０℃以
下に制御し、仕上温度をＡｒ３変態点以上、８６０℃以
下とし、巻取温度を６２０℃以下とすることを特徴とす
る伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延
鋼板方法を提供する。
【００２２】
【発明の実施の形態】以下、本発明について具体的に説
明する。まず、本発明の下地鋼板について述べる。本発
明の下地鋼板は、重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．００５
％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８％、
０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％、０．４５≦Ｍｎ≦１．０
かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋
０．９であり、フェライト粒径は≦２０μｍ、フェライ
ト体積率≧９０％であり、その限定理由は以下のとおり
である。
明する。まず、本発明の下地鋼板について述べる。本発
明の下地鋼板は、重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８
％、Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２、Ｓ≦０．００５
％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８％、
０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％、０．４５≦Ｍｎ≦１．０
かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋
０．９であり、フェライト粒径は≦２０μｍ、フェライ
ト体積率≧９０％であり、その限定理由は以下のとおり
である。
【００２３】（１）０．０３≦Ｃ≦０．０８％ Ｃは鋼の強度を確保するためになくてはならない元素で
あり、鋼中では微細ＴｉＣとして固定される。含有量が
０．３％未満では強度が十分でない。また、０．０８％
以上ではパーライトが多量に発生し、伸びフランジ性を
劣化させる。したがって、Ｃ量を０．０３％以上０．０
８％以下とする。
あり、鋼中では微細ＴｉＣとして固定される。含有量が
０．３％未満では強度が十分でない。また、０．０８％
以上ではパーライトが多量に発生し、伸びフランジ性を
劣化させる。したがって、Ｃ量を０．０３％以上０．０
８％以下とする。
【００２４】（２）Ｓｉ≦０．０５％ Ｓｉは強度確保に有効な元素であるが、多量に含まれる
と赤スケールを生成し表面品質を低下させる。したがっ
て、Ｓｉ量の上限を０．０５％とする。
と赤スケールを生成し表面品質を低下させる。したがっ
て、Ｓｉ量の上限を０．０５％とする。
【００２５】（３）０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６
７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９ 本発明において、Ｍｎは極めて重要な働きをする。Ｍｎ
はＴｉＣ固溶量を変化させ、伸びフランジ性が良好にす
るのに必要なＴｉＣの析出を促進させる。伸びフランジ
性が良好になるＭｎ量はＴｉ量で変化するので、上述し
た図２に示す実験結果に基づいて、０．４５≦Ｍｎ≦
１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７
[Ｔｉ]＋０．９とする。
７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９ 本発明において、Ｍｎは極めて重要な働きをする。Ｍｎ
はＴｉＣ固溶量を変化させ、伸びフランジ性が良好にす
るのに必要なＴｉＣの析出を促進させる。伸びフランジ
性が良好になるＭｎ量はＴｉ量で変化するので、上述し
た図２に示す実験結果に基づいて、０．４５≦Ｍｎ≦
１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦Ｍｎ≦１．６７
[Ｔｉ]＋０．９とする。
【００２６】（４）Ｐ≦０．０２ Ｐは熱延板粒界に偏析し、粒界脆化を引き起こす。した
がって、Ｐ量の上限を０．０２％とする。
がって、Ｐ量の上限を０．０２％とする。
【００２７】（５）Ｓ≦０．００５％ Ｓは鋼中ではＴｉＳまたはＭｎＳとして固定される。多
量にＳが添加されるとＭｎＳが析出するようになり、伸
びフランジ性が低下する。したがって、Ｓ量の上限を
０．００５％とする。
量にＳが添加されるとＭｎＳが析出するようになり、伸
びフランジ性が低下する。したがって、Ｓ量の上限を
０．００５％とする。
【００２８】（６）０．０１≦Ａｌ≦０．０５％ Ａｌは脱酸剤とするために０．０１％以上は添加されな
ければならない。一方、０．０５％を越えてＡｌが添加
されるとＡｌ２Ｏ３が微細分散し鋼の過剰な硬質化をも
たらし、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ａｌ
量を０．０１〜０．０５％とする。
ければならない。一方、０．０５％を越えてＡｌが添加
されるとＡｌ２Ｏ３が微細分散し鋼の過剰な硬質化をも
たらし、伸びフランジ性が低下する。したがって、Ａｌ
量を０．０１〜０．０５％とする。
【００２９】（７）Ｎ≦０．００８％ Ｎは鋼中ではＴｉＮとして固定される。Ｎ量が多いとＴ
ｉ添加量が多くなるとともに、粗大なＴｉＮが伸びフラ
ンジ性を低下させる。したがって、Ｎ量の上限を０．０
０８％とする。
ｉ添加量が多くなるとともに、粗大なＴｉＮが伸びフラ
ンジ性を低下させる。したがって、Ｎ量の上限を０．０
０８％とする。
【００３０】（８）０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％ ＴｉはＴｉＣとして析出し、鋼の強化することから重要
な元素である。Ｔｉ量が０．０２％未満ではＴｉＣ量が
十分析出しないために強度を確保することができないと
ともにパーライトが生成し伸びフランジ性を劣化させ
る。一方、Ｔｉが多すぎると、鋼の過剰な硬質化を招
き、局所的な伸びが劣化し、伸びフランジ性が劣化す
る。したがって、Ｔｉ量を０．０２〜０．１２％とす
る。
な元素である。Ｔｉ量が０．０２％未満ではＴｉＣ量が
十分析出しないために強度を確保することができないと
ともにパーライトが生成し伸びフランジ性を劣化させ
る。一方、Ｔｉが多すぎると、鋼の過剰な硬質化を招
き、局所的な伸びが劣化し、伸びフランジ性が劣化す
る。したがって、Ｔｉ量を０．０２〜０．１２％とす
る。
【００３１】なお、本発明の鋼にはＮｂ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃ
ａ、Ｂ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉなどの元素が合計０．
１％まで不純物として含まれても特性に問題はない。
ａ、Ｂ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｃｒ、Ｎｉなどの元素が合計０．
１％まで不純物として含まれても特性に問題はない。
【００３２】（９）フェライト粒径≦２０μｍ フェライト粒径は本発明で重要である。フェライト粒径
が大きいと打ち抜き加工時にバリが発生し、そのバリが
伸びフランジ成形時にクラックの起点となりクラックが
生じてしまう。したがって、フェライト粒径の上限を２
０μｍとする。
が大きいと打ち抜き加工時にバリが発生し、そのバリが
伸びフランジ成形時にクラックの起点となりクラックが
生じてしまう。したがって、フェライト粒径の上限を２
０μｍとする。
【００３３】（１０）フェライト体積率≧９０％ 本発明の鋼では、フェライト体積率の減少はパーライト
体積率の増加を意味する。フェライト体積率が９０％を
下回るとパーライト量が多くなり、伸びフランジ成形時
にクラックの起点となることから伸びフランジ加工性が
低下する。したがって、フェライト体積率の下限を９０
％とする。
体積率の増加を意味する。フェライト体積率が９０％を
下回るとパーライト量が多くなり、伸びフランジ成形時
にクラックの起点となることから伸びフランジ加工性が
低下する。したがって、フェライト体積率の下限を９０
％とする。
【００３４】次に、熱延条件について示す。本発明にお
いては、上記組成の鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後仕
上圧延前、または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を
加熱し、仕上圧延機の４段入り側温度の変動を±３０℃
以下に制御し、仕上温度をＡｒ３変態点以上、８６０℃
以下とし、巻取温度を６２０℃以下とする。以下、これ
らの限定理由について説明する。
いては、上記組成の鋼を熱間圧延する際に、粗圧延後仕
上圧延前、または６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を
加熱し、仕上圧延機の４段入り側温度の変動を±３０℃
以下に制御し、仕上温度をＡｒ３変態点以上、８６０℃
以下とし、巻取温度を６２０℃以下とする。以下、これ
らの限定理由について説明する。
【００３５】（１）粗圧延後仕上圧延前、または６列以
上の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、仕上圧延機の４
段入り側温度の変動を±３０℃以下に制御 ＴｉＣは未再結晶圧延が行われるオーステナイト低温域
で析出を開始する。この場合に、従来の仕上温度のみを
考慮した製造では仕上温度を確保するために圧延中に圧
延速度を増速させるので、未再結晶圧延開始点は仕上圧
延機の後段側にずれ、未再結晶圧延の圧下率が長手方向
で変化してしまう。そこで、本発明では、粗圧延後の粗
バーまたは仕上圧延中の圧延材を加熱し、仕上圧延機４
段入り側温度を±３０℃以内に制御することで未再結晶
圧延時の圧延率を一定とし、圧延中のＴｉＣ析出量を一
定とすることにより、長手方向の材質安定性を実現す
る。なお、圧延材の加熱方法は特に限定されず、加熱手
段も誘導加熱、ガス加熱、通電加熱などいずれを用いて
もよいが、加熱温度の調整が容易である誘導加熱が望ま
しい。
上の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、仕上圧延機の４
段入り側温度の変動を±３０℃以下に制御 ＴｉＣは未再結晶圧延が行われるオーステナイト低温域
で析出を開始する。この場合に、従来の仕上温度のみを
考慮した製造では仕上温度を確保するために圧延中に圧
延速度を増速させるので、未再結晶圧延開始点は仕上圧
延機の後段側にずれ、未再結晶圧延の圧下率が長手方向
で変化してしまう。そこで、本発明では、粗圧延後の粗
バーまたは仕上圧延中の圧延材を加熱し、仕上圧延機４
段入り側温度を±３０℃以内に制御することで未再結晶
圧延時の圧延率を一定とし、圧延中のＴｉＣ析出量を一
定とすることにより、長手方向の材質安定性を実現す
る。なお、圧延材の加熱方法は特に限定されず、加熱手
段も誘導加熱、ガス加熱、通電加熱などいずれを用いて
もよいが、加熱温度の調整が容易である誘導加熱が望ま
しい。
【００３６】（２）仕上温度をＡｒ３変態点以上、８６
０℃以下 仕上温度がＡｒ３変態点を下回ると粗大ＴｉＣが析出
し、強度、延性ともに大幅に劣化する。したがって、仕
上温度の下限をＡｒ３変態点とする。また、８６０℃を
超えるとオーステナイトが再結晶し、フェライト粒径が
粗大化してしまい、強度不足となる。したがって、仕上
温度の上限を８６０℃とする。
０℃以下 仕上温度がＡｒ３変態点を下回ると粗大ＴｉＣが析出
し、強度、延性ともに大幅に劣化する。したがって、仕
上温度の下限をＡｒ３変態点とする。また、８６０℃を
超えるとオーステナイトが再結晶し、フェライト粒径が
粗大化してしまい、強度不足となる。したがって、仕上
温度の上限を８６０℃とする。
【００３７】（３）巻取温度６２０℃以下 巻取温度が６２０℃を超えると、巻取後にＴｉＣが粗大
化してしまい、強度不足を起こすとともに、スケールは
がれが発生し易くなる。したがって、巻取温度の上限を
６２０℃とする。
化してしまい、強度不足を起こすとともに、スケールは
がれが発生し易くなる。したがって、巻取温度の上限を
６２０℃とする。
【００３８】また、本発明においては、上記鋼を連続鋳
造後冷却することなくそのまま熱間圧延する直送圧延を
採用することができ、直送圧延により熱間圧延する際に
も、上述した熱延条件を適用する。直送圧延は、スラブ
を鋳造後冷却することなくそのまま圧延を開始するもの
であり、析出物をすべて固溶した状態で圧延できること
から、添加成分を有効に使用することができる。そのた
め、従来のスラブ再加熱法よりもさらに優れた材質を得
ることができる。
造後冷却することなくそのまま熱間圧延する直送圧延を
採用することができ、直送圧延により熱間圧延する際に
も、上述した熱延条件を適用する。直送圧延は、スラブ
を鋳造後冷却することなくそのまま圧延を開始するもの
であり、析出物をすべて固溶した状態で圧延できること
から、添加成分を有効に使用することができる。そのた
め、従来のスラブ再加熱法よりもさらに優れた材質を得
ることができる。
【００３９】なお、本発明による鋼の成分調整は転炉で
も電気炉でもよく、原料にスクラップを用いていも何ら
問題はない。本発明の鋼板は黒皮ままでも、酸洗材でも
その特性に差異はない。また、調質圧延についても通常
行われるものであれば特に規定されない。さらに、酸洗
後もしくは黒皮ままで溶融亜鉛メッキをしても問題はな
いし、化成処理についても特に問題はない。さらにま
た、本発明では、上述したように適宜の設備により圧延
材を加熱するが、その加熱設備を、粗圧延後、粗バーを
接合して行う連続圧延において圧延材の温度不足、温度
変動を抑えるのに用いてもよい。
も電気炉でもよく、原料にスクラップを用いていも何ら
問題はない。本発明の鋼板は黒皮ままでも、酸洗材でも
その特性に差異はない。また、調質圧延についても通常
行われるものであれば特に規定されない。さらに、酸洗
後もしくは黒皮ままで溶融亜鉛メッキをしても問題はな
いし、化成処理についても特に問題はない。さらにま
た、本発明では、上述したように適宜の設備により圧延
材を加熱するが、その加熱設備を、粗圧延後、粗バーを
接合して行う連続圧延において圧延材の温度不足、温度
変動を抑えるのに用いてもよい。
【００４０】
【実施例】次に、本発明の具体的な実施例について、比
較例と比較しながら以下に説明する。 （実施例１）表１に示す鋼を溶製し、仕上温度を８４０
℃、巻取温度を６００℃で熱間圧延を行った。得られた
熱延板の板厚を両面研削により１．６ｍｍｔに調整した
後に、引張試験と穴拡げ試験を行った。その結果を表１
に示す。
較例と比較しながら以下に説明する。 （実施例１）表１に示す鋼を溶製し、仕上温度を８４０
℃、巻取温度を６００℃で熱間圧延を行った。得られた
熱延板の板厚を両面研削により１．６ｍｍｔに調整した
後に、引張試験と穴拡げ試験を行った。その結果を表１
に示す。
【００４１】表１に示すように本発明例であるＮｏ．１
〜Ｎｏ．５は従来例のＮｏ．１３よりいずれも穴拡げ率
が大きく、伸びフランジ性が良好であった。また、Ｎ
ｏ．６〜Ｎｏ．１２はＭｎ量を変化させた場合の例であ
るが、Ｍｎ量が多くなるにつれてＴＳが上昇するにもか
かわらず、穴拡げ率が良好となるＭｎ量の範囲が存在し
ており、本発明の範囲内で伸びフランジ性が良好となる
ことがわかる（本発明の範囲内のＮｏ．８〜Ｎｏ．１
１）。
〜Ｎｏ．５は従来例のＮｏ．１３よりいずれも穴拡げ率
が大きく、伸びフランジ性が良好であった。また、Ｎ
ｏ．６〜Ｎｏ．１２はＭｎ量を変化させた場合の例であ
るが、Ｍｎ量が多くなるにつれてＴＳが上昇するにもか
かわらず、穴拡げ率が良好となるＭｎ量の範囲が存在し
ており、本発明の範囲内で伸びフランジ性が良好となる
ことがわかる（本発明の範囲内のＮｏ．８〜Ｎｏ．１
１）。
【００４２】以上の結果より、本発明に係る鋼板は、良
好な伸びフランジ性を有していることが確認された。
好な伸びフランジ性を有していることが確認された。
【００４３】
【表１】
【００４４】（実施例２）表２に示す鋼を溶製し、仕上
温度を８５０℃、巻取温度を５６０℃で熱間圧延を行っ
た。この熱間圧延の際に、一部のものは仕上圧延機入り
側に設置した誘導加熱装置を用いて仕上げスタンド入り
側の温度を一定（１０００℃±３０℃）として圧延を行
い、他の一部のものは従来通りに加熱なしで圧延を行っ
た。この場合の仕上げ温度、巻取温度は両者ほぼ一定で
ある。また、仕上げ圧延機入り側温度を一定としたもの
は４列目のスタンドの温度も入り側温度と同様に一定
（±３０℃）となっていた。この際に、両者の長手方向
の最先端２０ｍと最終端２０ｍから各々サンプルを採取
し、引張試験と穴拡げ試験を行った。
温度を８５０℃、巻取温度を５６０℃で熱間圧延を行っ
た。この熱間圧延の際に、一部のものは仕上圧延機入り
側に設置した誘導加熱装置を用いて仕上げスタンド入り
側の温度を一定（１０００℃±３０℃）として圧延を行
い、他の一部のものは従来通りに加熱なしで圧延を行っ
た。この場合の仕上げ温度、巻取温度は両者ほぼ一定で
ある。また、仕上げ圧延機入り側温度を一定としたもの
は４列目のスタンドの温度も入り側温度と同様に一定
（±３０℃）となっていた。この際に、両者の長手方向
の最先端２０ｍと最終端２０ｍから各々サンプルを採取
し、引張試験と穴拡げ試験を行った。
【００４５】具体的には、加熱装置を用いて仕上げ入り
側温度を一定とした圧延鋼板（Ｎｏ．１４、１６、１
８、２０および２２）と従来の圧延鋼板（Ｎｏ．１５、
１７、１９、２１および２３）とについて、両最先端部
２０ｍのＴＳ、ＥＬおよび穴拡げ率を測定し、さらに、
先端部と後端部との特性値の差を求めた。その結果を表
２に示す。
側温度を一定とした圧延鋼板（Ｎｏ．１４、１６、１
８、２０および２２）と従来の圧延鋼板（Ｎｏ．１５、
１７、１９、２１および２３）とについて、両最先端部
２０ｍのＴＳ、ＥＬおよび穴拡げ率を測定し、さらに、
先端部と後端部との特性値の差を求めた。その結果を表
２に示す。
【００４６】成分量がほぼ同じ鋼のＮｏ．１４と１５、
１６と１７、１８と１９、２０と２１、２２と２３とを
各々比較すると、加熱装置を用いて仕上圧延入り側温度
を一定としたもの（Ｎｏ．１４、１６、１８、２０およ
び２２）は、従来通りのもの（Ｎｏ．１５、１７、１
９、２１および２３）より先端部と後端部との特性差は
極めて小さく、材質の均一化が図れていることがわか
る。また、Ｍｎ量がほぼ同じ鋼のＮｏ．１４およびＮ
ｏ．２０とＮｏ．１６およびＮｏ．２２とを各々比べる
と、直送圧延時に仕上げ入り側温度を一定とした鋼（Ｎ
ｏ．２０とＮｏ．２２）は、従来通りの炉加熱材（Ｎ
ｏ．１４とＮｏ．１６）より先端部と後端部との材質差
が小さく、材質安定性に優れていることがわる。
１６と１７、１８と１９、２０と２１、２２と２３とを
各々比較すると、加熱装置を用いて仕上圧延入り側温度
を一定としたもの（Ｎｏ．１４、１６、１８、２０およ
び２２）は、従来通りのもの（Ｎｏ．１５、１７、１
９、２１および２３）より先端部と後端部との特性差は
極めて小さく、材質の均一化が図れていることがわか
る。また、Ｍｎ量がほぼ同じ鋼のＮｏ．１４およびＮ
ｏ．２０とＮｏ．１６およびＮｏ．２２とを各々比べる
と、直送圧延時に仕上げ入り側温度を一定とした鋼（Ｎ
ｏ．２０とＮｏ．２２）は、従来通りの炉加熱材（Ｎ
ｏ．１４とＮｏ．１６）より先端部と後端部との材質差
が小さく、材質安定性に優れていることがわる。
【００４７】以上の結果より、本発明の方法を採用する
ことにより、材質安定性に優れた鋼板が得られることが
確認された。
ことにより、材質安定性に優れた鋼板が得られることが
確認された。
【００４８】
【表２】
【００４９】
【発明の効果】以上説明したように本発明によれば、伸
びフランジ性が良好で材質ばらつきも小さい高張力熱延
鋼板およびその製造方法を提供することができ、工業上
有効な効果がもたらされる。本発明の鋼板は建材、輸送
機器、自動車、電気機器用に限らず、産業機器、ほうろ
う用等の伸びフランジ性が要求される用途に供すること
ができる。
びフランジ性が良好で材質ばらつきも小さい高張力熱延
鋼板およびその製造方法を提供することができ、工業上
有効な効果がもたらされる。本発明の鋼板は建材、輸送
機器、自動車、電気機器用に限らず、産業機器、ほうろ
う用等の伸びフランジ性が要求される用途に供すること
ができる。
【図１】Ｍｎ量と穴拡がり率の関係を示す図。
【図２】穴拡げ試験によるＭｎ、Ｔｉ量と伸びフランジ
性の関係を示す図。
性の関係を示す図。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 稲積 透 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 (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 (72)発明者 塩谷 昇史 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 Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA05 EA15 EA18 EA23 EA25 EA27 EA31 FB07 FB10 FC03 FC04 FC07 FE01 FE02 JA06
Claims (3)
- 【請求項１】 重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８％、
Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５
％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８％、
０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎを
０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦
Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有し、フェラ
イト粒径が２０μｍ以下で、フェライト体積率が９０％
以上であることを特徴とする伸びフランジ加工性と材質
安定性に優れた高張力熱延鋼板。 - 【請求項２】 重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８％、
Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５
％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８％、
０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎを
０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦
Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有する鋼を熱
間圧延する際に、粗圧延後仕上圧延前、または６列以上
の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、仕上圧延機の４段
入り側温度の変動を±３０℃以下に制御し、仕上温度を
Ａｒ３変態点以上、８６０℃以下とし、巻取温度を６２
０℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ加工性と
材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 重量％で、０．０３≦Ｃ≦０．０８％、
Ｓｉ≦０．０５％、Ｐ≦０．０２％、Ｓ≦０．００５
％、０．０１≦Ａｌ≦０．０５％、Ｎ≦０．００８％、
０．０２≦Ｔｉ≦０．１２％を含有し、さらにＭｎを
０．４５≦Ｍｎ≦１．０かつ１．６７[Ｔｉ]＋０．３≦
Ｍｎ≦１．６７[Ｔｉ]＋０．９の範囲で含有する鋼を鋳
造後冷却することなくそのまま熱間圧延を行う直送圧延
により熱間圧延する際に、粗圧延後仕上圧延前、または
６列以上の仕上圧延機列間で圧延材を加熱し、仕上圧延
機の４段入り側温度の変動を±３０℃以下に制御し、仕
上温度をＡｒ３変態点以上、８６０℃以下とし、巻取温
度を６２０℃以下とすることを特徴とする伸びフランジ
加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方
法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07519099A JP3514158B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP07519099A JP3514158B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000273577A true JP2000273577A (ja) | 2000-10-03 |
| JP3514158B2 JP3514158B2 (ja) | 2004-03-31 |
Family
ID=13569042
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP07519099A Expired - Fee Related JP3514158B2 (ja) | 1999-03-19 | 1999-03-19 | 伸びフランジ加工性と材質安定性に優れた高張力熱延鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3514158B2 (ja) |
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| WO2002036840A1 (fr) * | 2000-10-31 | 2002-05-10 | Nkk Corporation | Tole d"acier laminee a chaud presentant une resistance elevee a la traction et procede de fabrication |
| 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 |
| EP1662010A1 (en) * | 2004-11-24 | 2006-05-31 | ARVEDI, Giovanni | Hot steel strip particularly suited for the production of electromagnetic lamination packs |
| WO2007086087A1 (en) * | 2006-01-26 | 2007-08-02 | Giovanni Arvedi | Hot steel strip particularly suited for the production of electromagnetic lamination packs |
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| CN115161555A (zh) * | 2022-07-01 | 2022-10-11 | 鞍钢股份有限公司 | 搪后410MPa级双面搪瓷用稀土热轧钢板及制造方法 |
-
1999
- 1999-03-19 JP JP07519099A patent/JP3514158B2/ja not_active Expired - Fee Related
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