JP2000328186A - 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 一般のホット・ストリップ・ミルにより製造
することができ、疲労強度、特に伸びフランジ性に優れ
た高強度熱延鋼板、製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の超微細フェライト組織高強度熱
延鋼板は、フェライト量が面積率で９５％以上であり、
かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０μm であ
り、組織中にマルテンサイトおよび残留オーステナイト
を実質的に含まず、引張強さが４９０MPa 以上のもので
ある。かかる組織を得るのに適した化学成分としては、
wt％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以
下、Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、Ｐ：０．１５％以
下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．１０〜０．
６０％およびＦｅを主成分とする。さらに、必要に応じ
て、Ｃａ、Ｂを各０．０００５〜０．００３０％添加す
ることができる。
することができ、疲労強度、特に伸びフランジ性に優れ
た高強度熱延鋼板、製造方法を提供する。 【解決手段】 本発明の超微細フェライト組織高強度熱
延鋼板は、フェライト量が面積率で９５％以上であり、
かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０μm であ
り、組織中にマルテンサイトおよび残留オーステナイト
を実質的に含まず、引張強さが４９０MPa 以上のもので
ある。かかる組織を得るのに適した化学成分としては、
wt％で、Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以
下、Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、Ｐ：０．１５％以
下、Ｓ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８
％、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．１０〜０．
６０％およびＦｅを主成分とする。さらに、必要に応じ
て、Ｃａ、Ｂを各０．０００５〜０．００３０％添加す
ることができる。
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】本発明は、熱延したままで超
微細フェライト組織を有する疲労強度、特に伸びフラン
ジ性に優れた、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度熱
延鋼板およびその製造方法に関し、この熱延鋼板は自動
車用鋼板、構造用鋼板として好適なものである。
微細フェライト組織を有する疲労強度、特に伸びフラン
ジ性に優れた、引張強度が４９０ＭＰａ以上の高強度熱
延鋼板およびその製造方法に関し、この熱延鋼板は自動
車用鋼板、構造用鋼板として好適なものである。
【０００２】
【従来の技術】自動車用、構造用などに用いられる鋼板
の疲労強度、特に伸びフランジ性を高めるには、その鋼
板の結晶組織を超微細化することが有効と考えられ、超
微細組織を得る技術の開発が従来より数多く模索されて
きた。特に、近年では、板厚を薄くして、軽量化、低コ
スト化を図るために高強度鋼板が多く使用されるように
なり、その高強度化に伴う加工性の劣化を抑える目的
で、高強度鋼板におけるミクロ組織の微細化が重要な課
題となっている。また、この組織微細化は、特に伸びフ
ランジ性の向上に有効な手段と考えられている。
の疲労強度、特に伸びフランジ性を高めるには、その鋼
板の結晶組織を超微細化することが有効と考えられ、超
微細組織を得る技術の開発が従来より数多く模索されて
きた。特に、近年では、板厚を薄くして、軽量化、低コ
スト化を図るために高強度鋼板が多く使用されるように
なり、その高強度化に伴う加工性の劣化を抑える目的
で、高強度鋼板におけるミクロ組織の微細化が重要な課
題となっている。また、この組織微細化は、特に伸びフ
ランジ性の向上に有効な手段と考えられている。
【０００３】組織微細化の方法としては、例えば特開
昭５８−１２３８２３号公報、特開昭５８−１７４５２
３号公報に提案されている大圧下圧延法、制御圧延
法、制御冷却法、例えば特開平１０−８１３８号公報
に提案されている低温巻取法などが従来より知られてい
る。
昭５８−１２３８２３号公報、特開昭５８−１７４５２
３号公報に提案されている大圧下圧延法、制御圧延
法、制御冷却法、例えば特開平１０−８１３８号公報
に提案されている低温巻取法などが従来より知られてい
る。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】前記大圧下圧延法によ
る組織微細化方法における超微細化の要点は、オーステ
ナイト粒に大圧下を加えることでγ（オーステナイト）
からα（フェライト）への歪み誘起変態を促進すること
にある。しかしながら、圧延条件として１パスあたりの
圧下率を５０％以上にする必要があるなど、一般的なホ
ット・ストリップ・ミルでは実施し難いという難点があ
る。
る組織微細化方法における超微細化の要点は、オーステ
ナイト粒に大圧下を加えることでγ（オーステナイト）
からα（フェライト）への歪み誘起変態を促進すること
にある。しかしながら、圧延条件として１パスあたりの
圧下率を５０％以上にする必要があるなど、一般的なホ
ット・ストリップ・ミルでは実施し難いという難点があ
る。
【０００５】また、制御圧延法、制御冷却法について
は、加工フェライトもしくは回復段階のフェライトが残
留し、加工性の著しい劣化を伴い、勒性を最優先特性と
する厚板では有効であるが、加工性を最優先特性とする
薄板では目的を達し得ない。
は、加工フェライトもしくは回復段階のフェライトが残
留し、加工性の著しい劣化を伴い、勒性を最優先特性と
する厚板では有効であるが、加工性を最優先特性とする
薄板では目的を達し得ない。
【０００６】また、前記公報に記載された低温巻取法で
は伸びフランジ性に悪影響を及ぼす残留オーステナイト
が５〜２０％程度混入し、高い伸びフランジ性を得るこ
とはできない。
は伸びフランジ性に悪影響を及ぼす残留オーステナイト
が５〜２０％程度混入し、高い伸びフランジ性を得るこ
とはできない。
【０００７】本発明は、上記の問題に鑑みてなされたも
ので、一般のホット・ストリップ・ミルを使用して容易
に製造することができ、従来に比して疲労強度、特に伸
びフランジ性が優れた高強度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。
ので、一般のホット・ストリップ・ミルを使用して容易
に製造することができ、従来に比して疲労強度、特に伸
びフランジ性が優れた高強度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。
【０００８】
【課題を解決するための手段】従来のフェライト結晶粒
の微細化手段は、上記のように、通常の圧延設備での実
施が極めて困難であったり、加工性の確保が困難であっ
たりする。本発明者らは、Ｃ−Ｍｎ系鋼もしくはこれら
の元素に微量のＴｉやＮｂを添加した成分系の鋼では、
上記のような問題を解消することはできないと考え、新
たな結晶粒の微細化方法、加えて伸びフランジ性の改善
方法を探究した。その結果、フェライト結晶粒を超微細
化するには、オーステナイト粒の微細化及び高い転位密
度の導入が重要であり、本発明者らが鋭意研究したとこ
ろ、ＴｉやＮｂを固溶状態で鋼中に存在させることによ
り、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒径の粗大化が
抑制され、それに続く熱間圧延において微細化が容易に
なること、及びこれらの元素によって、熱間圧延の際に
転位の解放が抑制され、転位密度の高い未再結晶オース
テナイト粒を得ることが可能となり、このオーステナイ
ト粒によってフェライト核生成頻度を高めて超微細フェ
ライト結晶粒を得ることが可能となることを知見し、以
下の発明を完成するに至った。
の微細化手段は、上記のように、通常の圧延設備での実
施が極めて困難であったり、加工性の確保が困難であっ
たりする。本発明者らは、Ｃ−Ｍｎ系鋼もしくはこれら
の元素に微量のＴｉやＮｂを添加した成分系の鋼では、
上記のような問題を解消することはできないと考え、新
たな結晶粒の微細化方法、加えて伸びフランジ性の改善
方法を探究した。その結果、フェライト結晶粒を超微細
化するには、オーステナイト粒の微細化及び高い転位密
度の導入が重要であり、本発明者らが鋭意研究したとこ
ろ、ＴｉやＮｂを固溶状態で鋼中に存在させることによ
り、スラブ加熱時のオーステナイト結晶粒径の粗大化が
抑制され、それに続く熱間圧延において微細化が容易に
なること、及びこれらの元素によって、熱間圧延の際に
転位の解放が抑制され、転位密度の高い未再結晶オース
テナイト粒を得ることが可能となり、このオーステナイ
ト粒によってフェライト核生成頻度を高めて超微細フェ
ライト結晶粒を得ることが可能となることを知見し、以
下の発明を完成するに至った。
【０００９】請求項１に記載した本発明の超微細フェラ
イト組織高強度熱延鋼板は、フェライト量が面積率で９
５％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が２．
０〜１０．０μm であり、組織中にマルテンサイトおよ
び残留オーステナイトを実質的に含まず、引張強さが４
９０MPa 以上である熱延鋼板である。
イト組織高強度熱延鋼板は、フェライト量が面積率で９
５％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が２．
０〜１０．０μm であり、組織中にマルテンサイトおよ
び残留オーステナイトを実質的に含まず、引張強さが４
９０MPa 以上である熱延鋼板である。
【００１０】この発明の高強度熱延鋼板によると、組織
がフェライトを主体とし、しかもその平均結晶粒径を
２．０〜１０．０μm とし、さらに組織中にマルテンサ
イト、残留オーステナイトを実質的に含まないため、後
述の実施例から明らかなとおり、４９０MPa 以上の高強
度であるにもかかわらず、疲労強度が３００MPa 以上と
高く、しかも伸びフランジ性が１２０％以上であり、高
強度の下で極めて良好な伸びフランジ性が得られる。
がフェライトを主体とし、しかもその平均結晶粒径を
２．０〜１０．０μm とし、さらに組織中にマルテンサ
イト、残留オーステナイトを実質的に含まないため、後
述の実施例から明らかなとおり、４９０MPa 以上の高強
度であるにもかかわらず、疲労強度が３００MPa 以上と
高く、しかも伸びフランジ性が１２０％以上であり、高
強度の下で極めて良好な伸びフランジ性が得られる。
【００１１】本発明の熱延鋼板は、基本的にはフェライ
ト量が多いほどよく、面積率で好ましくは９８％以上、
より好ましくはフェライト単相組織（フェライト量１０
０％）であることが望ましいが、本発明熱延鋼板の特性
を妨げない範囲として、第２相として、５％以下のパー
ライト、セメンタイト、ベイナイトの１種以上を含んで
もよい。もっとも、マルテンサイトおよび残留オーステ
ナイトは実質的に含まない組織とする。第２相の存在は
伸びフランジ性を劣化させるが、その劣化の程度は母相
との硬度差が大きいほど著しい。このため、高硬度のマ
ルテンサイトは排除される。また、残留オーステナイト
は、変形過程でマルテンサイトに変態し、しかもＣ濃度
が高いことから極めて硬いマルテンサイトに変態するた
め、残留オーステナイトも極力排除する必要がある。こ
のため、本発明では、第２相として、マルテンサイトお
よび残留オーステナイトは実質的に含まないようにす
る。
ト量が多いほどよく、面積率で好ましくは９８％以上、
より好ましくはフェライト単相組織（フェライト量１０
０％）であることが望ましいが、本発明熱延鋼板の特性
を妨げない範囲として、第２相として、５％以下のパー
ライト、セメンタイト、ベイナイトの１種以上を含んで
もよい。もっとも、マルテンサイトおよび残留オーステ
ナイトは実質的に含まない組織とする。第２相の存在は
伸びフランジ性を劣化させるが、その劣化の程度は母相
との硬度差が大きいほど著しい。このため、高硬度のマ
ルテンサイトは排除される。また、残留オーステナイト
は、変形過程でマルテンサイトに変態し、しかもＣ濃度
が高いことから極めて硬いマルテンサイトに変態するた
め、残留オーステナイトも極力排除する必要がある。こ
のため、本発明では、第２相として、マルテンサイトお
よび残留オーステナイトは実質的に含まないようにす
る。
【００１２】また、フェライト結晶粒径は、細粒化に伴
い、強度を一定としたとき、伸びフランジ性および疲労
強度が向上するが、フェライト平均結晶粒径が１０．０
μm超のものは従来鋼板においても存在するレベルであ
り、伸びフランジ性、疲労強度の飛躍的な向上は望めな
い。このため、本発明ではフェライト平均結晶粒径を１
０．０μm 以下、好ましくは８．０μm 以下、より好ま
しくは６．０μm 以下とする。また、２．０μm 未満で
は降伏点と引張強さとがほぼ等しくなり、ｎ値の低下、
均一伸びの低下が著しくなる。プレス成形部品用途では
ある程度の均一伸びを確保することが必要であるため、
本発明ではフェライト平均結晶粒径の下限を２．０μm
、好ましくは３．０μm とする。
い、強度を一定としたとき、伸びフランジ性および疲労
強度が向上するが、フェライト平均結晶粒径が１０．０
μm超のものは従来鋼板においても存在するレベルであ
り、伸びフランジ性、疲労強度の飛躍的な向上は望めな
い。このため、本発明ではフェライト平均結晶粒径を１
０．０μm 以下、好ましくは８．０μm 以下、より好ま
しくは６．０μm 以下とする。また、２．０μm 未満で
は降伏点と引張強さとがほぼ等しくなり、ｎ値の低下、
均一伸びの低下が著しくなる。プレス成形部品用途では
ある程度の均一伸びを確保することが必要であるため、
本発明ではフェライト平均結晶粒径の下限を２．０μm
、好ましくは３．０μm とする。
【００１３】本発明の超微細フェライト組織高強度熱延
鋼板は、基本的にはＩＦ鋼を用いてフェライト単相組織
にすればよく、かかる組織を得るのに適した化学成分を
有する熱延鋼板を請求項２に規定した。すなわち、請求
項２に記載した発明は、請求項１に記載した超微細フェ
ライト組織高強度熱延鋼板において、化学成分がwt％
で、Ｃ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以
下、Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、Ｐ ：０．１５％以
下、Ｓ ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．１０〜
０．６０％、およびＦｅを主成分とするものである。
鋼板は、基本的にはＩＦ鋼を用いてフェライト単相組織
にすればよく、かかる組織を得るのに適した化学成分を
有する熱延鋼板を請求項２に規定した。すなわち、請求
項２に記載した発明は、請求項１に記載した超微細フェ
ライト組織高強度熱延鋼板において、化学成分がwt％
で、Ｃ ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：１．５％以
下、Ｍｎ：１．０％超〜２．５％、Ｐ ：０．１５％以
下、Ｓ ：０．００８％以下、Ａｌ：０．０１〜０．０
８％、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．１０〜
０．６０％、およびＦｅを主成分とするものである。
【００１４】以下、上記化学成分（単位wt％）の成分限
定理由について説明する。 Ｃ：０．０１〜０．１０％ Ｃは必要な強度を得るために０．０１％以上が必要であ
る。しかし、その量が０．１０％を越えると、Ｔｉ、Ｎ
ｂ添加量の少ない鋼種においてはパーライト、ベイナイ
ト、マルテンサイト等の第２相の比率が多くなり、伸び
フランジ性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下
限を０．０１％、好ましくは０．０２％とし、その上限
を０．１０％、好ましくは０．０９％とする。
定理由について説明する。 Ｃ：０．０１〜０．１０％ Ｃは必要な強度を得るために０．０１％以上が必要であ
る。しかし、その量が０．１０％を越えると、Ｔｉ、Ｎ
ｂ添加量の少ない鋼種においてはパーライト、ベイナイ
ト、マルテンサイト等の第２相の比率が多くなり、伸び
フランジ性が劣化するようになる。このため、Ｃ量の下
限を０．０１％、好ましくは０．０２％とし、その上限
を０．１０％、好ましくは０．０９％とする。
【００１５】Ｓｉ：１．５％以下 Ｓｉは固溶強化により、強度−伸びバランス、強度−伸
びフランジ性バランスを改善しつつ強度を高める上で有
効な元素であるが、Ｓｉの多量添加は極めて表面性状に
悪影響を及ぼしたり、酸洗時間の増加、酸洗ロスの増加
を来たすので、上限を１．５％、好ましくは１．０％と
する。なお、０．２％超の添加では赤スケールが発生し
やすくなり、部品によっては商品価値を損なう場合もあ
るため、このような場合はＳｉ量を０．２％以下に止め
るのがよい。
びフランジ性バランスを改善しつつ強度を高める上で有
効な元素であるが、Ｓｉの多量添加は極めて表面性状に
悪影響を及ぼしたり、酸洗時間の増加、酸洗ロスの増加
を来たすので、上限を１．５％、好ましくは１．０％と
する。なお、０．２％超の添加では赤スケールが発生し
やすくなり、部品によっては商品価値を損なう場合もあ
るため、このような場合はＳｉ量を０．２％以下に止め
るのがよい。
【００１６】Ｍｎ：１．０超〜２．５％（１．０＜Ｍｎ
％≦２．５） Ｍｎは、強度の向上に有効であり、またフェライト変態
を抑制し、フェライト粒の微細化に有効な元素である。
すなわち、Ｍｎ量が少ないと、熱延後の冷却過程で高温
域からフェライト変態が始まり、短時間に粗大粒に成長
するため、目的とする微細フェライト粒が得られないよ
うになる。１．０％以下ではそれらの効果が過小であ
り、目的とする強度、微細粒が得られない。一方、２．
５％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、パー
ライト、ベイナイト、マルテンサイトの変態相が生成し
やすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍ
ｎ量を１．０％超、好ましくは１．１％以上含有させ、
その上限を２．５％、好ましくは２．０％とする。
％≦２．５） Ｍｎは、強度の向上に有効であり、またフェライト変態
を抑制し、フェライト粒の微細化に有効な元素である。
すなわち、Ｍｎ量が少ないと、熱延後の冷却過程で高温
域からフェライト変態が始まり、短時間に粗大粒に成長
するため、目的とする微細フェライト粒が得られないよ
うになる。１．０％以下ではそれらの効果が過小であ
り、目的とする強度、微細粒が得られない。一方、２．
５％を超えると、フェライト変態が著しく遅延し、パー
ライト、ベイナイト、マルテンサイトの変態相が生成し
やすくなり、伸びフランジ性が劣化する。このため、Ｍ
ｎ量を１．０％超、好ましくは１．１％以上含有させ、
その上限を２．５％、好ましくは２．０％とする。
【００１７】Ｐ：０．１５％以下 Ｐは固溶強化能があり、高強度化達成に有効な元素であ
るが、０．１５％を超えると偏析による延性劣化、粒界
強度の低下を招く。このため、Ｐ量の上限を０．１５
％、好ましくは０．１２％とする。
るが、０．１５％を超えると偏析による延性劣化、粒界
強度の低下を招く。このため、Ｐ量の上限を０．１５
％、好ましくは０．１２％とする。
【００１８】Ｓ ：０．００８％以下 ＳはＭｎＳ等の硫化物の量を増大させ伸びフランジ性を
劣化させるため、少ない程よく、その上限を０．００８
％とする。
劣化させるため、少ない程よく、その上限を０．００８
％とする。
【００１９】Ａｌ：０．０１〜０．０８％ Ａｌは、溶鋼段階で脱酸に極めて有効な元素であるが、
０．０１％未満ではその効果が過小であり、０．０８％
を超えると、結晶粒の粗大化及び介在物による内部欠陥
をもたらすようになる。したがって、Ａｌ量の下限を
０．０１％、その上限を０．０８％とする。
０．０１％未満ではその効果が過小であり、０．０８％
を超えると、結晶粒の粗大化及び介在物による内部欠陥
をもたらすようになる。したがって、Ａｌ量の下限を
０．０１％、その上限を０．０８％とする。
【００２０】Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種の合計：０．１
０〜０．６０％ Ｔｉ、Ｎｂは、スラブ加熱段階での初期オーステナイト
粒を微細化させ、かつ熱延過程での再結晶を抑制し、フ
ェライト核生成頻度を高めるのに好適な転位密度の高い
微細未再結晶オーステナイト粒を得るために必須の元素
である。さらにこのようにして得られた微細初期フェラ
イトが巻き取り過程で成長し、粗大化することを防止
し、目的の微細フェライト組織を得るために必須の元素
である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ，
Ｎｂの１種又は２種の合計で少なくとも０．１０％以上
が必要である。一方、Ｔｉ、Ｎｂの増加とともに微細化
効果は大きくなっていくが、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種
の合計が０．６０％を超えるようになるとその効果も飽
和するようになる。このため、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２
種の合計で０．１０〜０．６０％、好ましくは０．１５
〜０．５０％含有させる。
０〜０．６０％ Ｔｉ、Ｎｂは、スラブ加熱段階での初期オーステナイト
粒を微細化させ、かつ熱延過程での再結晶を抑制し、フ
ェライト核生成頻度を高めるのに好適な転位密度の高い
微細未再結晶オーステナイト粒を得るために必須の元素
である。さらにこのようにして得られた微細初期フェラ
イトが巻き取り過程で成長し、粗大化することを防止
し、目的の微細フェライト組織を得るために必須の元素
である。この作用を有効に発揮させるためには、Ｔｉ，
Ｎｂの１種又は２種の合計で少なくとも０．１０％以上
が必要である。一方、Ｔｉ、Ｎｂの増加とともに微細化
効果は大きくなっていくが、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２種
の合計が０．６０％を超えるようになるとその効果も飽
和するようになる。このため、Ｔｉ，Ｎｂの１種又は２
種の合計で０．１０〜０．６０％、好ましくは０．１５
〜０．５０％含有させる。
【００２１】さらに、これらの元素は巻き取り過程で、
Ｃと強固な炭化物を形成し、固溶Ｃ量をほぼ０に低減す
ることができる。固溶Ｃは局部伸び（伸びフランジ性）
を低下させる動的歪み時効の原因となるものであり、伸
びフランジ性に極めて悪作用が強く、その低減により伸
びフランジ性の更なる向上を図ることができる。この効
果を発揮させるためにはＴｉＮやＴｉＳとして消費され
るＴｉを添加Ｔｉ量から引いた有効Ｔｉ量（下記のＴｉ
＊）およびＮｂ量の総和と、Ｃ量との原子当量比が１以
上になるよう添加することが好ましいが、０．７以上で
あればかなり大きな効果が期待できる。一方、前記原子
当量比が３を超えるとその効果も飽和するようになる。
このため、請求項３に記載したように、前記原子当量比
の下限を０．７、好ましくは１．０とし、その上限を
３．０、好ましくは２．５とする。 Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４） 原子当量比＝（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１
２） 但し、上記式中の元素記号はその元素の含有量wt％を示
す。
Ｃと強固な炭化物を形成し、固溶Ｃ量をほぼ０に低減す
ることができる。固溶Ｃは局部伸び（伸びフランジ性）
を低下させる動的歪み時効の原因となるものであり、伸
びフランジ性に極めて悪作用が強く、その低減により伸
びフランジ性の更なる向上を図ることができる。この効
果を発揮させるためにはＴｉＮやＴｉＳとして消費され
るＴｉを添加Ｔｉ量から引いた有効Ｔｉ量（下記のＴｉ
＊）およびＮｂ量の総和と、Ｃ量との原子当量比が１以
上になるよう添加することが好ましいが、０．７以上で
あればかなり大きな効果が期待できる。一方、前記原子
当量比が３を超えるとその効果も飽和するようになる。
このため、請求項３に記載したように、前記原子当量比
の下限を０．７、好ましくは１．０とし、その上限を
３．０、好ましくは２．５とする。 Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４） 原子当量比＝（Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１
２） 但し、上記式中の元素記号はその元素の含有量wt％を示
す。
【００２２】本発明の熱延鋼板の鋼成分は以上の基本成
分およびＦｅを主成分とするものである。ここに、主成
分とは上記基本成分およびＦｅのほか残部不可避的不純
物からなる場合のほか、上記基本成分の作用、効果を損
なわない元素や、鋼板の特性をより一層向上させる元素
の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のＣａ、Ｂの
１種以上を含有することができ、請求項４、５に記載し
たように、下記の成分とすることができる。なお、主成
分には、請求項３に記載した前記原子当量比が０．７〜
３．０の場合を含む。 (1) 主成分＋Ｃａ（請求項４） (2) 主成分又は前記(1) の成分＋Ｂ（請求項５） Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ ＣａはＭｎＳ等の展伸した介在物を球状化させること
で、伸びフランジ割れの起点となる介在物の形態を制御
し、より伸びフランジ性を向上させることができる。こ
の効果を有効に発揮させるためには０．０００５％の添
加が必要であり、一方、上限は現実的に添加できる最大
量の０．００３０％とする。
分およびＦｅを主成分とするものである。ここに、主成
分とは上記基本成分およびＦｅのほか残部不可避的不純
物からなる場合のほか、上記基本成分の作用、効果を損
なわない元素や、鋼板の特性をより一層向上させる元素
の含有を妨げない趣旨であり、例えば下記のＣａ、Ｂの
１種以上を含有することができ、請求項４、５に記載し
たように、下記の成分とすることができる。なお、主成
分には、請求項３に記載した前記原子当量比が０．７〜
３．０の場合を含む。 (1) 主成分＋Ｃａ（請求項４） (2) 主成分又は前記(1) の成分＋Ｂ（請求項５） Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ ＣａはＭｎＳ等の展伸した介在物を球状化させること
で、伸びフランジ割れの起点となる介在物の形態を制御
し、より伸びフランジ性を向上させることができる。こ
の効果を有効に発揮させるためには０．０００５％の添
加が必要であり、一方、上限は現実的に添加できる最大
量の０．００３０％とする。
【００２３】Ｂ：０．０００５〜０．００３０％ 固溶Ｃが０ないし極微量となると、粒界強度が弱くな
り、延性が劣化することが知られている。一般にフェラ
イト粒を微細化することにより、この問題点は改善され
るため、実質的な問題には至らないが、Ｂは粒界を強化
する作用があり、Ｂの添加はこの問題の改善にさらに有
効である。この効果を有効に発揮させるためには０．０
００５％以上の添加が必要であり、一方０．００３０％
を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を
０．００３０％とする。
り、延性が劣化することが知られている。一般にフェラ
イト粒を微細化することにより、この問題点は改善され
るため、実質的な問題には至らないが、Ｂは粒界を強化
する作用があり、Ｂの添加はこの問題の改善にさらに有
効である。この効果を有効に発揮させるためには０．０
００５％以上の添加が必要であり、一方０．００３０％
を超えて添加してもその効果は飽和するため、上限を
０．００３０％とする。
【００２４】請求項６に記載され発明は、上記超微細フ
ェライト組織の高強度熱延鋼板の好適な製造方法であっ
て、請求項２〜５に記載した化学成分を有する連続鋳造
スラブを１１００℃超の温度に加熱した後、仕上圧延温
度をＡr3点以上として熱間圧延した後、１０〜１５０℃
／ｓの冷却速度にて冷却し、巻取温度を５００〜７００
℃として巻き取るものである。
ェライト組織の高強度熱延鋼板の好適な製造方法であっ
て、請求項２〜５に記載した化学成分を有する連続鋳造
スラブを１１００℃超の温度に加熱した後、仕上圧延温
度をＡr3点以上として熱間圧延した後、１０〜１５０℃
／ｓの冷却速度にて冷却し、巻取温度を５００〜７００
℃として巻き取るものである。
【００２５】以下、本発明の熱延条件について説明す
る。本発明では、まず、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂによる初期
オーステナイト粒の微細化効果を最大限に発揮させるこ
とが技術上の重要なポイントであり、鋼片加熱温度が１
１００℃以下となると、ＴｉＣやＮｂＣの析出量の増加
し、言い換えると固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量が減少し、初
期オーステナイト粒の微細化、熱延終了時の微細未再結
晶粒の確保が困難となる。このため、鋼片加熱温度（Ｓ
ＲＴ）を１１００℃超（ＳＲＴ＞１１００℃）、好まし
くは１１５０℃以上とする。上限温度は特に規定しない
が、現実的には１３００℃を越えると加熱炉の損傷、エ
ネルギーコストの増大を招き好ましくない。最も好まし
い鋼片加熱温度は、本発明者らが実験的に調査した結
果、１２２０±５０℃（１１７０〜１２７０℃）であ
る。
る。本発明では、まず、固溶Ｔｉ、固溶Ｎｂによる初期
オーステナイト粒の微細化効果を最大限に発揮させるこ
とが技術上の重要なポイントであり、鋼片加熱温度が１
１００℃以下となると、ＴｉＣやＮｂＣの析出量の増加
し、言い換えると固溶Ｔｉ量、固溶Ｎｂ量が減少し、初
期オーステナイト粒の微細化、熱延終了時の微細未再結
晶粒の確保が困難となる。このため、鋼片加熱温度（Ｓ
ＲＴ）を１１００℃超（ＳＲＴ＞１１００℃）、好まし
くは１１５０℃以上とする。上限温度は特に規定しない
が、現実的には１３００℃を越えると加熱炉の損傷、エ
ネルギーコストの増大を招き好ましくない。最も好まし
い鋼片加熱温度は、本発明者らが実験的に調査した結
果、１２２０±５０℃（１１７０〜１２７０℃）であ
る。
【００２６】本発明では熱間圧延の際の圧下率は規定さ
れないため、実際に使用する圧延機の能力の範囲におい
て、好ましくは１回当たりの圧下率を高く設定すればよ
い。一般的には１回あたりの圧下率が高いほど好ましい
結果が得られるが、現実的には圧延機の圧下能力によっ
て圧下率に限界が生じ、圧延温度、鋼の化学成分及び圧
延寸法などによって異なるものの、２０〜４０％の圧下
を施すことが可能な圧延機が一般的である。従って、そ
の範囲でできるだけ大きな圧下率で熱間圧延を行えばよ
い。
れないため、実際に使用する圧延機の能力の範囲におい
て、好ましくは１回当たりの圧下率を高く設定すればよ
い。一般的には１回あたりの圧下率が高いほど好ましい
結果が得られるが、現実的には圧延機の圧下能力によっ
て圧下率に限界が生じ、圧延温度、鋼の化学成分及び圧
延寸法などによって異なるものの、２０〜４０％の圧下
を施すことが可能な圧延機が一般的である。従って、そ
の範囲でできるだけ大きな圧下率で熱間圧延を行えばよ
い。
【００２７】熱間圧延の際の仕上温度をＡr3点以上とす
るのは、Ａr3点未満ではフェライト＋オーステナイト域
での加工となり、加工フェライト粒が残存し、延性を著
しく低下させるようになるからである。得られるフェラ
イト粒を超微細化させるためには、オーステナイト粒の
微細化、転位密度残留を最大限に発揮させるように仕上
温度をＡr3点直上（Ａr3点〜Ａr3点＋５０℃の範囲）に
することが望ましい。なお、仕上温度を高くなるほどオ
ーステナイト粒微細化効果、あるいは転位密度の残留の
程度が低下するようになるため、あえて上限を決めると
すれば、Ａr3点＋１５０℃とすることが望ましい。
るのは、Ａr3点未満ではフェライト＋オーステナイト域
での加工となり、加工フェライト粒が残存し、延性を著
しく低下させるようになるからである。得られるフェラ
イト粒を超微細化させるためには、オーステナイト粒の
微細化、転位密度残留を最大限に発揮させるように仕上
温度をＡr3点直上（Ａr3点〜Ａr3点＋５０℃の範囲）に
することが望ましい。なお、仕上温度を高くなるほどオ
ーステナイト粒微細化効果、あるいは転位密度の残留の
程度が低下するようになるため、あえて上限を決めると
すれば、Ａr3点＋１５０℃とすることが望ましい。
【００２８】仕上圧延を終えた段階でオーステナイト粒
はほぼ微細未再結晶組織となっており、そのままフェラ
イト変態させれば粒界、粒内両者からの核生成により微
細なフェライト粒が生成しはじめる。ただし、１０℃／
ｓ未満の冷却速度では、高温域で生じるフェライト粒の
粒成長によってフェライト変態が進行し、フェライト変
態促進効果及び微細化効果が減ずるので、冷却速度の下
限を１０℃／ｓ、好ましくは３０℃／ｓ、より好ましく
は５０℃／ｓとする。一方、冷却速度が１５０℃／ｓを
超えるとフェライト粒の粒径が微細になり過ぎて、均一
伸びが劣化するようになり、また鋼板の平坦度も悪化す
るようになるので、冷却速度の上限を１５０℃／ｓ、好
ましくは８０℃／ｓとする。
はほぼ微細未再結晶組織となっており、そのままフェラ
イト変態させれば粒界、粒内両者からの核生成により微
細なフェライト粒が生成しはじめる。ただし、１０℃／
ｓ未満の冷却速度では、高温域で生じるフェライト粒の
粒成長によってフェライト変態が進行し、フェライト変
態促進効果及び微細化効果が減ずるので、冷却速度の下
限を１０℃／ｓ、好ましくは３０℃／ｓ、より好ましく
は５０℃／ｓとする。一方、冷却速度が１５０℃／ｓを
超えるとフェライト粒の粒径が微細になり過ぎて、均一
伸びが劣化するようになり、また鋼板の平坦度も悪化す
るようになるので、冷却速度の上限を１５０℃／ｓ、好
ましくは８０℃／ｓとする。
【００２９】巻取温度については、７００℃を超える
と、フェライト粒の粗大化が著しく、目的とする組織、
特性が得られないようになり、一方５００℃未満では、
ＴｉＣ、ＮｂＣの微細析出物の増加により伸びフランジ
性の劣化を招き、さらに４００℃未満ではベイナイトや
マルテンサイトが生成し、より伸びフランジ性の劣化を
招く。従って巻取温度の下限を５００℃、好ましくは５
５０℃し、その上限を７００℃、好ましくは６５０℃と
する。
と、フェライト粒の粗大化が著しく、目的とする組織、
特性が得られないようになり、一方５００℃未満では、
ＴｉＣ、ＮｂＣの微細析出物の増加により伸びフランジ
性の劣化を招き、さらに４００℃未満ではベイナイトや
マルテンサイトが生成し、より伸びフランジ性の劣化を
招く。従って巻取温度の下限を５００℃、好ましくは５
５０℃し、その上限を７００℃、好ましくは６５０℃と
する。
【００３０】
【実施例】表１に示す化学成分の鋼を溶製し、表２に示
す熱間圧延条件で３．５mm厚さの熱延鋼板を製造した。
各試料鋼板を両面研削により２．５mm厚さに研削して、
圧延方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、下記の要領にて
フェライト平均結晶粒径、組織の種類とその量（面積
％）を測定した。前記フェライト平均結晶粒径は、１０
００倍の光学顕微鏡写真により切断法にて圧延方向、板
厚方向の５０個の平均結晶粒径の平均値として求めた。
また、組織の種類と量は、ナイタール腐食した組織の４
００倍の光学顕微鏡写真を用いて、組織の種類を判定
し、またその量を面積率にて測定した。
す熱間圧延条件で３．５mm厚さの熱延鋼板を製造した。
各試料鋼板を両面研削により２．５mm厚さに研削して、
圧延方向にＪＩＳ５号試験片を採取し、下記の要領にて
フェライト平均結晶粒径、組織の種類とその量（面積
％）を測定した。前記フェライト平均結晶粒径は、１０
００倍の光学顕微鏡写真により切断法にて圧延方向、板
厚方向の５０個の平均結晶粒径の平均値として求めた。
また、組織の種類と量は、ナイタール腐食した組織の４
００倍の光学顕微鏡写真を用いて、組織の種類を判定
し、またその量を面積率にて測定した。
【００３１】また、各試料鋼板から試験片を採取し、引
張特性、鉄連規格（ＪＦＳＴ１００１）による穴拡げ試
験、両振り平面曲げ試験法による疲労特性を調査した。
前記穴拡げ試験は、試験片に１０mmφの打抜き穴（初期
穴：穴径ｄ０＝１０mm）を開け、バリを上にして頂角６
０度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで
初期穴を押し拡げ、割れ発生時の穴径ｄ１mmを測定し、
下記式にて限界穴拡げ率λ（％）を求めるものである。
これらの結果を表２に併せて示す。なお、表２に記載し
たフェライト、ベイナイト以外の残部組織は、パーライ
ト、セメンタイトである。 λ＝（ｄ１−ｄ０）／ｄ０×１００
張特性、鉄連規格（ＪＦＳＴ１００１）による穴拡げ試
験、両振り平面曲げ試験法による疲労特性を調査した。
前記穴拡げ試験は、試験片に１０mmφの打抜き穴（初期
穴：穴径ｄ０＝１０mm）を開け、バリを上にして頂角６
０度の円錐ポンチで板厚を貫通する割れが発生するまで
初期穴を押し拡げ、割れ発生時の穴径ｄ１mmを測定し、
下記式にて限界穴拡げ率λ（％）を求めるものである。
これらの結果を表２に併せて示す。なお、表２に記載し
たフェライト、ベイナイト以外の残部組織は、パーライ
ト、セメンタイトである。 λ＝（ｄ１−ｄ０）／ｄ０×１００
【００３２】
【表１】
【００３３】
【表２】
【００３４】表２より、発明例にかかる熱延鋼板は、い
ずれも強度−伸びバランスに優れ、かつ伸びフランジ
性、疲労強度にも優れていることがわかる。一方、本発
明の鋼成分範囲を満足しない鋼（表１鋼種Ａ，Ｈ，Ｉ，
Ｊ）を用いた試料No. １，１６〜１８は伸びフランジ性
（λ）または／および疲労強度が劣化しており、また発
明成分を有する鋼を用いていても、製造条件が発明条件
を満足しない試料No. ３〜５では、所定の組織、フェラ
イト粒径が得られておらず、伸びフランジ性または疲労
強度が劣化している。また、熱延後の冷却速度が１５０
℃／ｓ超の試料No.９，１５では、フェライト粒径が
２．０μm 未満と微細になり過ぎて伸びの劣化が著し
い。
ずれも強度−伸びバランスに優れ、かつ伸びフランジ
性、疲労強度にも優れていることがわかる。一方、本発
明の鋼成分範囲を満足しない鋼（表１鋼種Ａ，Ｈ，Ｉ，
Ｊ）を用いた試料No. １，１６〜１８は伸びフランジ性
（λ）または／および疲労強度が劣化しており、また発
明成分を有する鋼を用いていても、製造条件が発明条件
を満足しない試料No. ３〜５では、所定の組織、フェラ
イト粒径が得られておらず、伸びフランジ性または疲労
強度が劣化している。また、熱延後の冷却速度が１５０
℃／ｓ超の試料No.９，１５では、フェライト粒径が
２．０μm 未満と微細になり過ぎて伸びの劣化が著し
い。
【００３５】
【発明の効果】以上述べたように、本発明の熱延鋼板
は、平均粒径２．０〜１０．０μm の超微細フェライト
組織を主体とし、特にマルテンサイトや残留オーステナ
イトを実質的に含まない組織としたので、４９０MPa 以
上の高強度であっても優れた伸びフランジ性および疲労
強度を具備することができる。また、本発明の製造方法
によれば、一般的なホット・ストリップ・ミルを用い
て、容易に超微細フェライト組織が得られ、延性、伸び
フランジ性、疲労強度に優れた高強度鋼板を容易に製造
することができる。
は、平均粒径２．０〜１０．０μm の超微細フェライト
組織を主体とし、特にマルテンサイトや残留オーステナ
イトを実質的に含まない組織としたので、４９０MPa 以
上の高強度であっても優れた伸びフランジ性および疲労
強度を具備することができる。また、本発明の製造方法
によれば、一般的なホット・ストリップ・ミルを用い
て、容易に超微細フェライト組織が得られ、延性、伸び
フランジ性、疲労強度に優れた高強度鋼板を容易に製造
することができる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き Ｆターム(参考） 4K037 EA01 EA02 EA05 EA09 EA15 EA16 EA18 EA19 EA23 EA25 EA27 EA28 EA31 EB11 FA02 FA03 FC03 FC07 FD03 FD04 FE01 FE02 FE03 JA06
Claims (6)
- 【請求項１】 フェライト量が面積率で９５％以上であ
り、かつフェライトの平均結晶粒径が２．０〜１０．０
μm であり、組織中にマルテンサイトおよび残留オース
テナイトを実質的に含まず、引張強さが４９０MPa 以上
である伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高
強度熱延鋼板。 - 【請求項２】 化学成分がwt％で、Ｃ ：０．０１〜
０．１０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：１．０％超〜
２．５％、Ｐ ：０．１５％以下、Ｓ ：０．００８％
以下、Ａｌ：０．０１〜０．０８％、Ｔｉ，Ｎｂの１種
又は２種の合計：０．１０〜０．６０％、およびＦｅを
主成分とする請求項１に記載した超微細フェライト組織
高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 Ｔｉ、Ｎｂの添加量が下記条件を満足す
る請求項２に記載した超微細フェライト組織高強度熱延
鋼板。 （Ｔｉ＊／４８＋Ｎｂ／９３）／（Ｃ／１２）：０．７
〜３．０ Ｔｉ＊＝全Ｔｉ−（４８Ｓ／３２＋４８Ｎ／１４） 但し、各式中の元素記号はその元素の含有量（wt％）を
示す。 - 【請求項４】 化学成分がさらに Ｃａ：０．０００５〜０．００３０％ を含有する請求項２または３に記載した超微細フェライ
ト組織高強度熱延鋼板。 - 【請求項５】 化学成分がさらに Ｂ ：０．０００５〜０．００３０％ を含有する請求項２、３または４に記載した超微細フェ
ライト組織高強度熱延鋼板。 - 【請求項６】 請求項２〜５のいずれか１項に記載した
化学成分を有する連続鋳造スラブを１１００℃超の温度
に加熱した後、仕上圧延温度をＡr3点以上として熱間圧
延した後、１０〜１５０℃／ｓの冷却速度にて冷却し、
巻取温度を５００〜７００℃として巻き取る伸びフラン
ジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板の製
造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13223799A JP3725367B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP13223799A JP3725367B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2000328186A true JP2000328186A (ja) | 2000-11-28 |
| JP3725367B2 JP3725367B2 (ja) | 2005-12-07 |
Family
ID=15076584
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP13223799A Expired - Fee Related JP3725367B2 (ja) | 1999-05-13 | 1999-05-13 | 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
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| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3725367B2 (ja) |
Cited By (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1616970A1 (en) * | 2003-04-21 | 2006-01-18 | JFE Steel Corporation | High strength hot-rolled steel plate |
| JP2007262467A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 |
| JP2009024226A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nippon Steel Corp | 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| JP2011012308A (ja) * | 2009-07-02 | 2011-01-20 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法 |
| US20110017360A1 (en) * | 2008-03-26 | 2011-01-27 | Naoki Yoshinaga | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
| WO2011162418A1 (ja) | 2010-06-25 | 2011-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2011162412A1 (ja) | 2010-06-25 | 2011-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2013065313A1 (ja) | 2011-11-04 | 2013-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20140098218A (ko) * | 2011-12-12 | 2014-08-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내시효성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| CN104060066A (zh) * | 2013-06-07 | 2014-09-24 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种冷轧钢板及其制备方法 |
| CN104060067A (zh) * | 2013-06-07 | 2014-09-24 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种冷轧钢板及其制备方法 |
| WO2016171212A1 (ja) * | 2015-04-22 | 2016-10-27 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法 |
| EP2557193A4 (en) * | 2010-04-09 | 2017-04-19 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet having excellent hot rolling workability, and process for production thereof |
| CN108998729A (zh) * | 2018-08-06 | 2018-12-14 | 北京科技大学 | 一种高强韧钢及其制备方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2019103121A1 (ja) | 2017-11-24 | 2019-05-31 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
-
1999
- 1999-05-13 JP JP13223799A patent/JP3725367B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (25)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1616970A1 (en) * | 2003-04-21 | 2006-01-18 | JFE Steel Corporation | High strength hot-rolled steel plate |
| EP1616970A4 (en) * | 2003-04-21 | 2011-01-12 | Jfe Steel Corp | HIGH-WET HOT-ROLLED STEEL PLATE |
| JP2007262467A (ja) * | 2006-03-28 | 2007-10-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | ハイドロフォーム加工用熱延鋼板及びその製造法と、ハイドロフォーム加工用電縫鋼管 |
| JP2009024226A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nippon Steel Corp | 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 |
| JP2009084643A (ja) * | 2007-09-28 | 2009-04-23 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性及び伸びフランジ性バランスに優れた熱延鋼板 |
| US20110017360A1 (en) * | 2008-03-26 | 2011-01-27 | Naoki Yoshinaga | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
| US8657970B2 (en) * | 2008-03-26 | 2014-02-25 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet excellent in fatigue properties and stretch-flange formability and method for manufacturing the same |
| JP2011012308A (ja) * | 2009-07-02 | 2011-01-20 | Nippon Steel Corp | バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法 |
| EP2557193A4 (en) * | 2010-04-09 | 2017-04-19 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet having excellent hot rolling workability, and process for production thereof |
| EP2586885A4 (en) * | 2010-06-25 | 2016-08-10 | Jfe Steel Corp | HIGH-RESISTANT HOT-ROLLED STEEL PLATE OF EXCELLENT STRETCHNESS AND METHOD FOR ITS MANUFACTURE |
| WO2011162418A1 (ja) | 2010-06-25 | 2011-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
| WO2011162412A1 (ja) | 2010-06-25 | 2011-12-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR101320148B1 (ko) | 2010-06-25 | 2013-10-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 신장 플랜지성이 우수한 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2013065313A1 (ja) | 2011-11-04 | 2013-05-10 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| KR20140098218A (ko) * | 2011-12-12 | 2014-08-07 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내시효성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| EP2792763A1 (en) * | 2011-12-12 | 2014-10-22 | JFE Steel Corporation | Steel sheet with excellent aging resistance, and method for producing same |
| EP2792763A4 (en) * | 2011-12-12 | 2014-11-19 | Jfe Steel Corp | STEEL PLATE WITH EXCELLENT AGING PROPERTIES AND METHOD OF MANUFACTURING THEREOF |
| KR101650641B1 (ko) * | 2011-12-12 | 2016-08-23 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 내시효성이 우수한 강판 및 그 제조 방법 |
| US9828648B2 (en) | 2011-12-12 | 2017-11-28 | Jfe Steel Corporation | Steel sheet with excellent aging resistance property and method for producing the same |
| CN104060067A (zh) * | 2013-06-07 | 2014-09-24 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种冷轧钢板及其制备方法 |
| CN104060066A (zh) * | 2013-06-07 | 2014-09-24 | 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 | 一种冷轧钢板及其制备方法 |
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| JPWO2016171212A1 (ja) * | 2015-04-22 | 2017-11-09 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板、鋼材および熱延鋼板の製造方法 |
| US10718040B2 (en) | 2015-04-22 | 2020-07-21 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet, steel material, and method for producing hot-rolled steel sheet |
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