JP2001020030A - 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 - Google Patents
伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板Info
- Publication number
- JP2001020030A JP2001020030A JP11189736A JP18973699A JP2001020030A JP 2001020030 A JP2001020030 A JP 2001020030A JP 11189736 A JP11189736 A JP 11189736A JP 18973699 A JP18973699 A JP 18973699A JP 2001020030 A JP2001020030 A JP 2001020030A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- bainitic ferrite
- rolled steel
- steel
- ferrite structure
- 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.)
- Pending
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Heat Treatment Of Steel (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 高強度且つ優れた伸びフランジ性の熱延鋼板
を提供すること。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：２％
以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
８％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
ＮとＳが、４Ｓ（ｐｐｍ）＋５Ｎ（ｐｐｍ）≦２４０の
範囲で含有し、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．８
％以下（０％を含む）を含み、グラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織又は／及びベイニティック・フ
ェライト組織が面積率９５％以上を占める、高強度で伸
びフランジ性の著しく改善された熱延鋼板を開示する。
を提供すること。 【解決手段】 Ｃ：０．０１〜０．１０％、Ｓｉ：２％
以下（０％を含む）、Ｍｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０
８％以下（０％を含む）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、
ＮとＳが、４Ｓ（ｐｐｍ）＋５Ｎ（ｐｐｍ）≦２４０の
範囲で含有し、Ｔｉ：０．１〜０．５％、Ｎｂ：０．８
％以下（０％を含む）を含み、グラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織又は／及びベイニティック・フ
ェライト組織が面積率９５％以上を占める、高強度で伸
びフランジ性の著しく改善された熱延鋼板を開示する。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、伸びフランジ性に
優れた高強度熱延鋼板に関し、その優れた加工性を活か
して自動車部品、例えばメンバー類やアーム類などの足
周り部品やシャーシなどの材料として有効に活用でき
る。
優れた高強度熱延鋼板に関し、その優れた加工性を活か
して自動車部品、例えばメンバー類やアーム類などの足
周り部品やシャーシなどの材料として有効に活用でき
る。
【０００２】
【従来の技術】近年、自動車や産業機械などの分野では
部材の軽量化の要望が強く、それに伴い高強度熱延鋼板
の要望が増大している。それらの用途においては、加工
性の観点から優れた伸びフランジ性も求められている。
部材の軽量化の要望が強く、それに伴い高強度熱延鋼板
の要望が増大している。それらの用途においては、加工
性の観点から優れた伸びフランジ性も求められている。
【０００３】従来より高強度鋼板としては金属組織を複
合組織とし、フェライト組織中にマルテンサイト組織を
導入したＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼板が用いられている。ま
た、伸びフランジ性の優れた鋼板として、フェライト・
ベイナイト組織を有する鋼板（特開昭５７−１０１６４
９、特開昭６１−１３０４５４）なども提案されてい
る。
合組織とし、フェライト組織中にマルテンサイト組織を
導入したＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼板が用いられている。ま
た、伸びフランジ性の優れた鋼板として、フェライト・
ベイナイト組織を有する鋼板（特開昭５７−１０１６４
９、特開昭６１−１３０４５４）なども提案されてい
る。
【０００４】ところで、自動車の足周り部品等として用
いられる鋼板には、最終部品として高強度が求められる
他、複雑な形状への加工を容易にするための高い加工性
が必要であり、特に高レベルの伸びフランジ性（穴拡げ
性）が求められる。しかし上記ＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼板
等では、高強度かつ優れた伸びフランジ性という相反す
る両特性を同時に満たすことができない。
いられる鋼板には、最終部品として高強度が求められる
他、複雑な形状への加工を容易にするための高い加工性
が必要であり、特に高レベルの伸びフランジ性（穴拡げ
性）が求められる。しかし上記ＤｕａｌＰｈａｓｅ鋼板
等では、高強度かつ優れた伸びフランジ性という相反す
る両特性を同時に満たすことができない。
【０００５】こうした状況の下で、本出願人はかねてよ
り熱延鋼板の強度と伸びフランジ性を共に改善すべく研
究を進めており、特に低炭素鋼を対象として鋼材の化学
成分や金属組織などを主体にした研究の成果として特開
平０６−１７２９２４、同０７−０１１３８２、同０７
−０７０６９６などを提案している。
り熱延鋼板の強度と伸びフランジ性を共に改善すべく研
究を進めており、特に低炭素鋼を対象として鋼材の化学
成分や金属組織などを主体にした研究の成果として特開
平０６−１７２９２４、同０７−０１１３８２、同０７
−０７０６９６などを提案している。
【０００６】これらの発明では、強度と伸びフランジ性
の両特性について一応の改善効果を得ているが、伸びフ
ランジ性に関してはより高レベルの要請があり、更なる
改善が求められる。
の両特性について一応の改善効果を得ているが、伸びフ
ランジ性に関してはより高レベルの要請があり、更なる
改善が求められる。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】本発明は上記の様な事
情に着目してなされたものであって、その目的は、特に
伸びフランジ性が良好で加工性に優れた高強度熱延鋼板
を提供することにある。
情に着目してなされたものであって、その目的は、特に
伸びフランジ性が良好で加工性に優れた高強度熱延鋼板
を提供することにある。
【０００８】
【課題を解決するための手段】上記課題を解決すること
のできた本発明の熱延鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．１０％、Ｓｉ：２％以下（０％を含む）、Ｍ
ｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０８％以下（０％を含
む）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．１〜０．
５％、Ｎｂ：０．８％以下（０％を含む）を満たす他、
ＮとＳの含有量が下記式（１）の関係を満たし、且つ断
面金属組織のうちグラニュラー・ベイニティック・フェ
ライト組織又は／及びベイニティック・フェライト組織
が面積率９５％以上を占める伸びフランジ性に優れた高
強度熱延鋼板である。
のできた本発明の熱延鋼板とは、質量％で、Ｃ：０．０
１〜０．１０％、Ｓｉ：２％以下（０％を含む）、Ｍ
ｎ：０．５〜２％、Ｐ：０．０８％以下（０％を含
む）、Ａｌ：０．０１〜０．１％、Ｔｉ：０．１〜０．
５％、Ｎｂ：０．８％以下（０％を含む）を満たす他、
ＮとＳの含有量が下記式（１）の関係を満たし、且つ断
面金属組織のうちグラニュラー・ベイニティック・フェ
ライト組織又は／及びベイニティック・フェライト組織
が面積率９５％以上を占める伸びフランジ性に優れた高
強度熱延鋼板である。
【０００９】 ４Ｓ（ｐｐｍ）＋５Ｎ（ｐｐｍ）≦２４０…（１） 上記本発明の熱延鋼板においては、Ｃ2系介在物の清浄
度（非金属系介在物の含有量）が０．０５０％以下、好
ましくは０．０４０％以下であるものが好ましく、或い
は更に、鋼中に含まれるＴｉＮの平均サイズが２０μｍ
以下であるものが好ましい。また上記鋼材には他の元素
として、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：
０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有させることによっ
て、他の付加的機能を持たせることができる。
度（非金属系介在物の含有量）が０．０５０％以下、好
ましくは０．０４０％以下であるものが好ましく、或い
は更に、鋼中に含まれるＴｉＮの平均サイズが２０μｍ
以下であるものが好ましい。また上記鋼材には他の元素
として、Ｍｏ：０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、
Ｂ：０．００５％以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：
０．５％以下、Ｃａ：０．０１％以下よりなる群から選
ばれる少なくとも１種の元素を含有させることによっ
て、他の付加的機能を持たせることができる。
【００１０】
【発明の実施の形態】本発明者らは前述した様な状況の
下で、強度及び伸びフランジ性の両特性が一段と高めら
れた熱延鋼板の開発を期して鋭意研究を進めた結果、低
炭素鋼を基本組成とする熱延鋼板を対象とし、金属組織
をグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は
／及びベイニティック・フェライト組織（日本鉄鋼協会
基礎研究会 発行 『鋼のベイナイト写真集−１』参
照）主体とすると共に、さらに鋼材中のＣ2系介在物の
清浄度やＴｉＮのサイズを適正に制御してやれば伸びフ
ランジ性が飛躍的に高められることを見出し、上記本発
明に想到したものである。
下で、強度及び伸びフランジ性の両特性が一段と高めら
れた熱延鋼板の開発を期して鋭意研究を進めた結果、低
炭素鋼を基本組成とする熱延鋼板を対象とし、金属組織
をグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は
／及びベイニティック・フェライト組織（日本鉄鋼協会
基礎研究会 発行 『鋼のベイナイト写真集−１』参
照）主体とすると共に、さらに鋼材中のＣ2系介在物の
清浄度やＴｉＮのサイズを適正に制御してやれば伸びフ
ランジ性が飛躍的に高められることを見出し、上記本発
明に想到したものである。
【００１１】以下、本発明において鋼材の化学成分や金
属組織を定めた理由を述べる。まず、鋼材の化学成分を
定めた理由は次の通りである。
属組織を定めた理由を述べる。まず、鋼材の化学成分を
定めた理由は次の通りである。
【００１２】Ｃ：０．０１〜０．１０％ Ｃはスラブの加熱により、固溶Ｔｉや固溶Ｎｂとともに
鋼中の固溶Ｃ量を高め、熱延後の冷却中に生成するグラ
ニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニテ
ィック・フェライト組織を生成させるのに欠くことので
きない元素であり、こうした効果を有効に発揮させるに
は０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上含有
させる。しかしＣ量が多くなり過ぎると、熱延後の冷却
過程でマルテンサイト組織やＭ／Ａconstituentの如き
伸びフランジ性を阻害する組織が生成し易くなるので、
０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下に抑え
る。
鋼中の固溶Ｃ量を高め、熱延後の冷却中に生成するグラ
ニュラー・ベイニティック・フェライト組織やベイニテ
ィック・フェライト組織を生成させるのに欠くことので
きない元素であり、こうした効果を有効に発揮させるに
は０．０１％以上、より好ましくは０．０３％以上含有
させる。しかしＣ量が多くなり過ぎると、熱延後の冷却
過程でマルテンサイト組織やＭ／Ａconstituentの如き
伸びフランジ性を阻害する組織が生成し易くなるので、
０．１０％以下、より好ましくは０．０８％以下に抑え
る。
【００１３】Ｓｉ：２％以下（０％を含む） Ｓｉは伸びフランジ性を劣化させることなく強度を高め
るのに有効な元素であるが、多過ぎるとポリゴナル・フ
ェライトが生成しやすくなり、グラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織やベイニティック・フェライト
組織の生成が阻害される。また、熱間変形抵抗を高めて
溶接部の脆化を起こし易くなり、更には鋼板の表面性状
にも悪影響を及ぼすので、Ｓｉ量は２％以下、より好ま
しくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下に抑
える。
るのに有効な元素であるが、多過ぎるとポリゴナル・フ
ェライトが生成しやすくなり、グラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織やベイニティック・フェライト
組織の生成が阻害される。また、熱間変形抵抗を高めて
溶接部の脆化を起こし易くなり、更には鋼板の表面性状
にも悪影響を及ぼすので、Ｓｉ量は２％以下、より好ま
しくは１．５％以下、更に好ましくは１．０％以下に抑
える。
【００１４】Ｍｎ：０．５〜２％ Ｍｎは固溶強化元素として有効に作用する他、変態を促
進してグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織
やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作
用も発揮する。こうした効果を有効に発揮させるために
は、Ｍｎを０．５％以上、より好ましくは０．７％以上
含有させる。しかし、多過ぎると、焼入れ性が高くなっ
て変態生成物が多量に生成し、高い伸びフランジ性が得
られ難くなるので、２％以下、より好ましくは１．８％
以下に抑える。
進してグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織
やベイニティック・フェライト組織の生成を促進する作
用も発揮する。こうした効果を有効に発揮させるために
は、Ｍｎを０．５％以上、より好ましくは０．７％以上
含有させる。しかし、多過ぎると、焼入れ性が高くなっ
て変態生成物が多量に生成し、高い伸びフランジ性が得
られ難くなるので、２％以下、より好ましくは１．８％
以下に抑える。
【００１５】Ｐ：０．０８％以下（０％を含む） Ｐは延性（加工性）を劣化させることなく優れた固溶強
化作用を発揮する有効な元素であるが、多過ぎるとＰ偏
析を生じて加工割れなどを起こす原因になるので、０．
０８％以下、より好ましくは０．０６％以下に抑える。
化作用を発揮する有効な元素であるが、多過ぎるとＰ偏
析を生じて加工割れなどを起こす原因になるので、０．
０８％以下、より好ましくは０．０６％以下に抑える。
【００１６】Ａｌ：０．０１〜０．１％ Ａｌは、鋼を溶製する際に脱酸剤として添加され、脱酸
作用により酸化物系介在物量の低減に寄与するが、多過
ぎるとそれ自身が酸化物系介在物源になって加工性など
に悪影響を及ぼす。こうしたＡｌの利害得失を考慮し
て、含有量は０．０１％以上、より一般的には０．０２
％以上で、上限は０．１％以下、より好ましくは０．０
８％以下に抑える。
作用により酸化物系介在物量の低減に寄与するが、多過
ぎるとそれ自身が酸化物系介在物源になって加工性など
に悪影響を及ぼす。こうしたＡｌの利害得失を考慮し
て、含有量は０．０１％以上、より一般的には０．０２
％以上で、上限は０．１％以下、より好ましくは０．０
８％以下に抑える。
【００１７】Ｓ、Ｎ：４Ｓ（ｐｐｍ）＋５Ｎ（ｐｐｍ）
≦２４０ Ｓは、鋼材中のＭｎなどと結合してＭｎＳの如き伸びフ
ランジ性に悪影響を及ぼす介在物の生成源となる有害元
素であるので、低含有量であることが望ましい。しか
し、脱硫などの製鋼設備上、極端な低Ｓ化はＮ量の増加
を招き、鋼中の多量のＮがＴｉと反応してＴｉＮを生成
し、伸びフランジ性を劣化させる。従ってＮ量の増大に
よるＣ2系介在物の生成を抑制しつつ低Ｓ化による伸び
フランジ性の向上と両立させるには、ＳとＮの個々の含
有量を規定するのではなく、両者の含有量を総合的観点
から規制するのが最も効果的である。こうした観点から
更に追求した結果、後記図１で詳述する如く、ＳとＮの
含有量を前記式（１）を満たす範囲に抑えれば、介在物
に由来する伸びフランジ性の低下が確実に抑えられるこ
とをつきとめた。
≦２４０ Ｓは、鋼材中のＭｎなどと結合してＭｎＳの如き伸びフ
ランジ性に悪影響を及ぼす介在物の生成源となる有害元
素であるので、低含有量であることが望ましい。しか
し、脱硫などの製鋼設備上、極端な低Ｓ化はＮ量の増加
を招き、鋼中の多量のＮがＴｉと反応してＴｉＮを生成
し、伸びフランジ性を劣化させる。従ってＮ量の増大に
よるＣ2系介在物の生成を抑制しつつ低Ｓ化による伸び
フランジ性の向上と両立させるには、ＳとＮの個々の含
有量を規定するのではなく、両者の含有量を総合的観点
から規制するのが最も効果的である。こうした観点から
更に追求した結果、後記図１で詳述する如く、ＳとＮの
含有量を前記式（１）を満たす範囲に抑えれば、介在物
に由来する伸びフランジ性の低下が確実に抑えられるこ
とをつきとめた。
【００１８】Ｔｉ：０．１〜０．５％及びＮｂ：０．８
％以下（０％を含む） ＴｉおよびＮｂは、熱間圧延前の高温スラブ加熱によっ
て鋼中に固溶し、この固溶Ｔｉや固溶Ｎｂが熱延終了後
の急冷時におけるポリゴナル・フェライトの核生成を抑
制し、転位密度の高いグラニュラー・ベイニティック・
フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生
成を助長する。こうした作用を有効に発揮させるにはＴ
ｉを０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有さ
せる。しかし、Ｔｉが０．５％、Ｎｂが０．８％を越え
ると、熱間加工組織がそのまま残存して適正な金属組織
が得られなくなる。しかも、ＴｉＮなどのＣ2系介在物
が多量に生成すると共にＴｉＮのサイズも大きくなり、
伸びフランジ性を劣化させるのでそれ以下に抑えなけれ
ばならない。
％以下（０％を含む） ＴｉおよびＮｂは、熱間圧延前の高温スラブ加熱によっ
て鋼中に固溶し、この固溶Ｔｉや固溶Ｎｂが熱延終了後
の急冷時におけるポリゴナル・フェライトの核生成を抑
制し、転位密度の高いグラニュラー・ベイニティック・
フェライト組織やベイニティック・フェライト組織の生
成を助長する。こうした作用を有効に発揮させるにはＴ
ｉを０．１％以上、より好ましくは０．２％以上含有さ
せる。しかし、Ｔｉが０．５％、Ｎｂが０．８％を越え
ると、熱間加工組織がそのまま残存して適正な金属組織
が得られなくなる。しかも、ＴｉＮなどのＣ2系介在物
が多量に生成すると共にＴｉＮのサイズも大きくなり、
伸びフランジ性を劣化させるのでそれ以下に抑えなけれ
ばならない。
【００１９】本発明における必須の元素は以上の通りで
あり、通常、残部はＦｅおよび不可避不純物とするが、
必要によっては次の様な改善効果を得るため、Ｍｏ、Ｃ
ｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣａよりなる群から選ばれ
る少なくとも１種を適量含有させることも有効である。
あり、通常、残部はＦｅおよび不可避不純物とするが、
必要によっては次の様な改善効果を得るため、Ｍｏ、Ｃ
ｒ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、およびＣａよりなる群から選ばれ
る少なくとも１種を適量含有させることも有効である。
【００２０】Ｃｕ：Ｃｕは固溶強化元素として強度向上
に作用するほか、グラニュラー・ベイニティック・フェ
ライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を
促進して伸びフランジ性の向上にも有効に作用する。し
かしそれらの効果は約０．５％で飽和し、それ以上の添
加は経済的に無駄となるばかりでなく、熱間圧延工程で
へげ疵等の表面欠陥を生じる原因になるので、０．５％
以下に抑えなければならない。
に作用するほか、グラニュラー・ベイニティック・フェ
ライト組織やベイニティック・フェライト組織の生成を
促進して伸びフランジ性の向上にも有効に作用する。し
かしそれらの効果は約０．５％で飽和し、それ以上の添
加は経済的に無駄となるばかりでなく、熱間圧延工程で
へげ疵等の表面欠陥を生じる原因になるので、０．５％
以下に抑えなければならない。
【００２１】Ｎｉ：Ｎｉは上記Ｃｕの添加によって生じ
る熱間加工時の表面欠陥を防止するうえで有効に作用す
る元素であり、特にＣｕを添加する場合にはＣｕ量とほ
ぼ等量、従って０．５％以下のＮｉを添加し、熱間圧延
時の表面欠陥を防止することが望ましい。
る熱間加工時の表面欠陥を防止するうえで有効に作用す
る元素であり、特にＣｕを添加する場合にはＣｕ量とほ
ぼ等量、従って０．５％以下のＮｉを添加し、熱間圧延
時の表面欠陥を防止することが望ましい。
【００２２】Ｍｏ、Ｃｒ：これらの元素は固溶強化元素
として有効に作用する他、変態を促進して、グラニュラ
ー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック
・フェライト組織の生成を促進する作用も有している。
それらの作用はＭｏ、Ｃｒの添加量に対応して発揮され
るが、より明瞭には夫々０．０５％程度以上含有させる
ことが推奨される。しかし、これら元素の含有量が多く
なり過ぎると、マルテンサイトやＭ／Ａconstituentの
如き伸びフランジ性に悪影響を及ぼす低温変態生成物が
多量に生成し易くなるので、それぞれ０．５％以下に抑
えなければならない。
として有効に作用する他、変態を促進して、グラニュラ
ー・ベイニティック・フェライト組織やベイニティック
・フェライト組織の生成を促進する作用も有している。
それらの作用はＭｏ、Ｃｒの添加量に対応して発揮され
るが、より明瞭には夫々０．０５％程度以上含有させる
ことが推奨される。しかし、これら元素の含有量が多く
なり過ぎると、マルテンサイトやＭ／Ａconstituentの
如き伸びフランジ性に悪影響を及ぼす低温変態生成物が
多量に生成し易くなるので、それぞれ０．５％以下に抑
えなければならない。
【００２３】Ｃａ：Ｃａは、鋼中のＳと結合して伸びフ
ランジ性に無害な球状硫化物ＣａＳを生成することによ
り、穴拡げ性に悪影響を及ぼすＭｎＳの生成を抑える作
用を発揮する。しかしその効果は約０．０１％で飽和す
るので、それ以上の添加は経済的に無駄である。
ランジ性に無害な球状硫化物ＣａＳを生成することによ
り、穴拡げ性に悪影響を及ぼすＭｎＳの生成を抑える作
用を発揮する。しかしその効果は約０．０１％で飽和す
るので、それ以上の添加は経済的に無駄である。
【００２４】Ｂ：Ｂは、焼入れ性を向上させる元素であ
り、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織や
ベイニティック・フェライト組織を生成するうえで有効
な元素であるが、多過ぎてもその効果が飽和するため経
済性などを考慮して、０．００５％以下、より好ましく
は０．００３％以下に抑える。
り、グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織や
ベイニティック・フェライト組織を生成するうえで有効
な元素であるが、多過ぎてもその効果が飽和するため経
済性などを考慮して、０．００５％以下、より好ましく
は０．００３％以下に抑える。
【００２５】次に、金属組織と介在物について詳述す
る。
る。
【００２６】まず伸びフランジ加工中のボイド発生を抑
えるには、介在物の量を低減して清浄度を高めると共
に、鋼中ＴｉＮのサイズを小さくすることが有効であ
る。特に、伸びフランジ性に顕著な悪影響を及ぼす硫化
物系および窒化物系介在物を低減させ、本発明で意図す
るレベルの伸びフランジ性を得るには、後記図１でも明
らかする様に、N量とＳ量が前記式（１）を満たす様に
それらの総含有量を低減すると共に、Ｃ2系介在物の清
浄度を０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下
に抑え、更にはＴｉＮのサイズを平均粒径で２０μｍ以
下にすることが好ましい。なお、Ｃ2系介在物の清浄度
やサイズは、介在物源となるNやＴｉ等の量を低減する
ことによって、低くすることができる他、そのサイズ
は、連続鋳造時のスラブ冷却速度を速めることによって
も小さくできる。ここで言うＣ2系介在物の清浄度はＪ
ＩＳ法（ＪＩＳ G ０５５５）によって求められる値を
意味する。
えるには、介在物の量を低減して清浄度を高めると共
に、鋼中ＴｉＮのサイズを小さくすることが有効であ
る。特に、伸びフランジ性に顕著な悪影響を及ぼす硫化
物系および窒化物系介在物を低減させ、本発明で意図す
るレベルの伸びフランジ性を得るには、後記図１でも明
らかする様に、N量とＳ量が前記式（１）を満たす様に
それらの総含有量を低減すると共に、Ｃ2系介在物の清
浄度を０．０５０％以下、好ましくは０．０４０％以下
に抑え、更にはＴｉＮのサイズを平均粒径で２０μｍ以
下にすることが好ましい。なお、Ｃ2系介在物の清浄度
やサイズは、介在物源となるNやＴｉ等の量を低減する
ことによって、低くすることができる他、そのサイズ
は、連続鋳造時のスラブ冷却速度を速めることによって
も小さくできる。ここで言うＣ2系介在物の清浄度はＪ
ＩＳ法（ＪＩＳ G ０５５５）によって求められる値を
意味する。
【００２７】ところで介在物の存在による割れ感受性
は、硬度の高い相ほど顕著に現れる。例えば従来例の如
くフェライト・ベイナイト相のような複合組織で高強度
を達成する場合は、強度の低い（硬度の低い）ポリゴナ
ル・フェライト相と共存するベイナイト相の強度（硬
度）を、高くしなければならず、該硬質のベイナイト相
中に介在物が存在する場合には、介在物による割れ感受
性は高くなる。これに対し、グラニュラー・ベイニティ
ック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組
織の単相組織あるいはこれらの２相組織では、軟質のポ
リゴナル・フェライト相を含まないため、前述のフェラ
イト・ベイナイト鋼の例の様にベイナイト相より強度を
高くする必要がない。このため、グラニュラー・ベイニ
ティック・フェライト組織やベイニティック・フェライ
ト組織の中に含まれる介在物は、同程度の強度のフェラ
イト・ベイナイト鋼のベイナイト相中に存在する介在物
よりも、割れ感受性に及ぼす影響が小さく、その結果と
して割れが発生し難くなる。従って本発明では金属組織
をグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は
／及びベイニティック・フェライト組織に特定したうえ
で、介在物の清浄度と特にＴｉＮのサイズを適正に制御
することが極めて重要となるのである。
は、硬度の高い相ほど顕著に現れる。例えば従来例の如
くフェライト・ベイナイト相のような複合組織で高強度
を達成する場合は、強度の低い（硬度の低い）ポリゴナ
ル・フェライト相と共存するベイナイト相の強度（硬
度）を、高くしなければならず、該硬質のベイナイト相
中に介在物が存在する場合には、介在物による割れ感受
性は高くなる。これに対し、グラニュラー・ベイニティ
ック・フェライト組織やベイニティック・フェライト組
織の単相組織あるいはこれらの２相組織では、軟質のポ
リゴナル・フェライト相を含まないため、前述のフェラ
イト・ベイナイト鋼の例の様にベイナイト相より強度を
高くする必要がない。このため、グラニュラー・ベイニ
ティック・フェライト組織やベイニティック・フェライ
ト組織の中に含まれる介在物は、同程度の強度のフェラ
イト・ベイナイト鋼のベイナイト相中に存在する介在物
よりも、割れ感受性に及ぼす影響が小さく、その結果と
して割れが発生し難くなる。従って本発明では金属組織
をグラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は
／及びベイニティック・フェライト組織に特定したうえ
で、介在物の清浄度と特にＴｉＮのサイズを適正に制御
することが極めて重要となるのである。
【００２８】本発明で言う上記グラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織やベイニティック・フェライト
組織は、光学顕微鏡やＳＥＭ観察ではアシキュラー状を
呈しており、明確な違いを判定するにはＴＥＭ観察によ
る下部組織の同定が必要となる。そしてベイニティック
・フェライト組織は、ベイナイト組織が転位密度の高い
ラス状組織を持った下部組織を有しており、またグラニ
ュラー・ベイニティック・フェライトは、ラス状組織を
有していないものの転位密度の高い下部組織を有してい
る。これらは組織内に炭化物を有していない点で、ベイ
ナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がない
か或いは極めて少ない下部組織を持ったポリゴナル・フ
ェライト、或いは細かいサブグレイン等の下部組織を持
った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている
（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行『鋼のベイナイト写
真集−１』参照）。
ィック・フェライト組織やベイニティック・フェライト
組織は、光学顕微鏡やＳＥＭ観察ではアシキュラー状を
呈しており、明確な違いを判定するにはＴＥＭ観察によ
る下部組織の同定が必要となる。そしてベイニティック
・フェライト組織は、ベイナイト組織が転位密度の高い
ラス状組織を持った下部組織を有しており、またグラニ
ュラー・ベイニティック・フェライトは、ラス状組織を
有していないものの転位密度の高い下部組織を有してい
る。これらは組織内に炭化物を有していない点で、ベイ
ナイト組織とは明らかに異なり、また、転位密度がない
か或いは極めて少ない下部組織を持ったポリゴナル・フ
ェライト、或いは細かいサブグレイン等の下部組織を持
った準ポリゴナル・フェライト組織とも異なっている
（日本鉄鋼協会 基礎研究会 発行『鋼のベイナイト写
真集−１』参照）。
【００２９】そして本発明における上記グラニュラー・
ベイニティック・フェライト組織及びベイニティック・
フェライト組織とは、両方が混在してもよく、それらが
トータルとして金属組織中の面積率９５％以上、より好
ましくは面積率９８％以上を占めるものであれば、これ
ら以外の組織が少量混在していても本発明の目的は十分
に達成できる。
ベイニティック・フェライト組織及びベイニティック・
フェライト組織とは、両方が混在してもよく、それらが
トータルとして金属組織中の面積率９５％以上、より好
ましくは面積率９８％以上を占めるものであれば、これ
ら以外の組織が少量混在していても本発明の目的は十分
に達成できる。
【００３０】
【実施例】以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限
を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範
囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、そ
れらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。
【００３１】実施例 表１に示す化学成分の鋼スラブを使用し、各鋼スラブ
を、１２５０℃に加熱し、３０分保持した後、通常の熱
間圧延により仕上温度８５０℃で２．５ｍｍ（厚み）に
仕上げ圧延した。その後、空冷およびミスト冷却してか
ら、５００℃以下の巻取温度で巻き取り、空冷して熱延
鋼板を製造した。実験用スラブは、溶製後の冷却条件を
変えることによって、ＴｉＮの大きさなどを変化させ
た。
を、１２５０℃に加熱し、３０分保持した後、通常の熱
間圧延により仕上温度８５０℃で２．５ｍｍ（厚み）に
仕上げ圧延した。その後、空冷およびミスト冷却してか
ら、５００℃以下の巻取温度で巻き取り、空冷して熱延
鋼板を製造した。実験用スラブは、溶製後の冷却条件を
変えることによって、ＴｉＮの大きさなどを変化させ
た。
【００３２】得られた熱延鋼板について、ＪＩＳ５号に
準じて圧延方向の引張試験、穴拡げ試験を行なうと共
に、ＳＥＭおよびＴＥＭ組織観察により組織の同定を行
った。
準じて圧延方向の引張試験、穴拡げ試験を行なうと共
に、ＳＥＭおよびＴＥＭ組織観察により組織の同定を行
った。
【００３３】また清浄度は、光学顕微鏡組織からＪＩＳ
法（ＪＩＳ Ｇ ０５５５）によってＣ2系介在物を観
察し、ＴｉＮの平均サイズは、上記ＪＩＳ法の全視野内
で観察されるＴｉＮについて長軸、短軸方向の長さを測
定し、両者の和を２分して個々の大きさを求め、更に全
ＴｉＮについてその平均値を求めた。
法（ＪＩＳ Ｇ ０５５５）によってＣ2系介在物を観
察し、ＴｉＮの平均サイズは、上記ＪＩＳ法の全視野内
で観察されるＴｉＮについて長軸、短軸方向の長さを測
定し、両者の和を２分して個々の大きさを求め、更に全
ＴｉＮについてその平均値を求めた。
【００３４】なお、穴拡げ試験は、直径１０ｍｍの打ち
抜き穴を６０°円錐ポンチで押し拡げ、割れが鋼板板厚
を貫通した時点での穴径ｄを測定し、次式により穴拡げ
率λを求めた。結果を表２，３に示す。 λ＝〔（ｄ−ｄ0）／１０〕×１００（％）（ｄ0＝１０
ｍｍ）
抜き穴を６０°円錐ポンチで押し拡げ、割れが鋼板板厚
を貫通した時点での穴径ｄを測定し、次式により穴拡げ
率λを求めた。結果を表２，３に示す。 λ＝〔（ｄ−ｄ0）／１０〕×１００（％）（ｄ0＝１０
ｍｍ）
【００３５】表２は鋼材の化学成分と熱延条件、ならび
に金属組織が物性にどのような影響を与えるかを示すも
ので，表３は金属組織などに加えて，Ｃ2系介在物清浄
度とTiNサイズが物性にどのような影響を与えるかを示
すものである。
に金属組織が物性にどのような影響を与えるかを示すも
ので，表３は金属組織などに加えて，Ｃ2系介在物清浄
度とTiNサイズが物性にどのような影響を与えるかを示
すものである。
【００３６】
【表１】
【００３７】表１に示すように、鋼No.2はCが多いとい
う点で請求項１の要件を満足せず、鋼No.5，6，7は４S
＋５Nで与えられる（１）式を満足しないという点で請
求項１の要件を満足しておらない。
う点で請求項１の要件を満足せず、鋼No.5，6，7は４S
＋５Nで与えられる（１）式を満足しないという点で請
求項１の要件を満足しておらない。
【００３８】
【表２】
【００３９】表２における実験Ｎｏ．２，４，９，１２
〜１４，１６，１７は、請求項１の規定要件（断面金属
組織のうちグラニュラー・ベイニティック・フェライト
組織とベイニティック・フェライト組織の面積率総和が
９５％以上を占める）を満たす実施例であり、引張り強
度（ＴＳ）、穴拡げ率（λ値）共に良好であり、高強度
でかつ優れた伸びフランジ性を有していることが分か
る。
〜１４，１６，１７は、請求項１の規定要件（断面金属
組織のうちグラニュラー・ベイニティック・フェライト
組織とベイニティック・フェライト組織の面積率総和が
９５％以上を占める）を満たす実施例であり、引張り強
度（ＴＳ）、穴拡げ率（λ値）共に良好であり、高強度
でかつ優れた伸びフランジ性を有していることが分か
る。
【００４０】これらに対し、上記以外の例は請求項１で
定める要件のいずれかを欠く比較例であり、下記の如く
強度、穴拡げ率のいずれかが不良で本発明の目的を果た
すことができない。 ・Ｎｏ．１：ポリゴナル・フェライトを主相とするもの
で、強度が低い。 ・Ｎｏ．３：鋼材のＣ量が規定範囲を超えて過剰であ
り、金属組織がフェライト+マルテンサイトの２相組織
であり、しかも清浄度も低いためλ値が劣悪である。 ・Ｎｏ．５，７，８：金属組織面では請求項１の要件を
満足しているが、鋼材のＳ，Ｎ含有量から求められる
（１）式を満足しない鋼種No.5，6，7を用いており、λ
値が低い。伸びフランジ性に悪影響を及ぼすＣ2系介在
物が多く生成するためと考えている。 ・Ｎｏ．6，15：金属組織がフェライト+ベイナイトの２
相組織であり、λ値が劣悪である。
定める要件のいずれかを欠く比較例であり、下記の如く
強度、穴拡げ率のいずれかが不良で本発明の目的を果た
すことができない。 ・Ｎｏ．１：ポリゴナル・フェライトを主相とするもの
で、強度が低い。 ・Ｎｏ．３：鋼材のＣ量が規定範囲を超えて過剰であ
り、金属組織がフェライト+マルテンサイトの２相組織
であり、しかも清浄度も低いためλ値が劣悪である。 ・Ｎｏ．５，７，８：金属組織面では請求項１の要件を
満足しているが、鋼材のＳ，Ｎ含有量から求められる
（１）式を満足しない鋼種No.5，6，7を用いており、λ
値が低い。伸びフランジ性に悪影響を及ぼすＣ2系介在
物が多く生成するためと考えている。 ・Ｎｏ．6，15：金属組織がフェライト+ベイナイトの２
相組織であり、λ値が劣悪である。
【００４１】
【表３】
【００４２】・Ｎｏ．1，7〜15、17、18、19：グラニュ
ラー・ベイニティック・フェライト組織とベイニティッ
ク・フェライト組織の面積率総和が95％を満足すると共
に，Ｃ2系介在物清浄度およびTiNサイズが本発明の請求
項要件を満足し，強度およびλ値が満足すべき値を与え
ている。 ・Ｎｏ．２：金属組織中のベイニティック・フェライト
組織が９５％以上であるにもかかわらず、鋼材の４S＋
５Nで与えられる値が請求項１の要件を満足しないた
め、Ｃ2系介在物清浄度およびTiNサイズが本発明の請求
項2，３の要件を満足せず、λ値が低い。 ・Ｎｏ．3，４：金属組織中のベイニティック・フェラ
イト組織が１００％であるにかかわらず、鋼材の４S＋
５Nで与えられる値が請求項１の要件を満足しないこと
が原因となって、TiNサイズが本発明の請求項３の要件
を満足せず、λ値が低い。 ・Ｎｏ．５：鋼材の金属組織がグラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織とベイニティック・フェライト
組織を全く含まず、またＣ2系介在物清浄度も悪いた
め、λ値が低く、伸びフランジ性が悪い。 ・Ｎｏ．６，１６：鋼材の４S＋５Nで与えられる値が請
求項１の要件を満足しないことが原因となって、Ｃ2系
介在物が多く生成し、λ値が低い。 ・Ｎｏ．２０〜２２：鋼材の金属組織がグラニュラー・
ベイニティック・フェライト組織とベイニティック・フ
ェライト組織を全く含まず、フェライトとベイナイトの
みで構成されるため，λ値が低い。
ラー・ベイニティック・フェライト組織とベイニティッ
ク・フェライト組織の面積率総和が95％を満足すると共
に，Ｃ2系介在物清浄度およびTiNサイズが本発明の請求
項要件を満足し，強度およびλ値が満足すべき値を与え
ている。 ・Ｎｏ．２：金属組織中のベイニティック・フェライト
組織が９５％以上であるにもかかわらず、鋼材の４S＋
５Nで与えられる値が請求項１の要件を満足しないた
め、Ｃ2系介在物清浄度およびTiNサイズが本発明の請求
項2，３の要件を満足せず、λ値が低い。 ・Ｎｏ．3，４：金属組織中のベイニティック・フェラ
イト組織が１００％であるにかかわらず、鋼材の４S＋
５Nで与えられる値が請求項１の要件を満足しないこと
が原因となって、TiNサイズが本発明の請求項３の要件
を満足せず、λ値が低い。 ・Ｎｏ．５：鋼材の金属組織がグラニュラー・ベイニテ
ィック・フェライト組織とベイニティック・フェライト
組織を全く含まず、またＣ2系介在物清浄度も悪いた
め、λ値が低く、伸びフランジ性が悪い。 ・Ｎｏ．６，１６：鋼材の４S＋５Nで与えられる値が請
求項１の要件を満足しないことが原因となって、Ｃ2系
介在物が多く生成し、λ値が低い。 ・Ｎｏ．２０〜２２：鋼材の金属組織がグラニュラー・
ベイニティック・フェライト組織とベイニティック・フ
ェライト組織を全く含まず、フェライトとベイナイトの
みで構成されるため，λ値が低い。
【００４３】ところで図１は、上記表１〜３に示した実
験データの中から、鋼材中に含まれるＳ、Ｎ量から求め
られる[４Ｓ＋５Ｎ]の値が伸びフランジ性に及ぼす影響
を整理して示したグラフであり、このグラフから、硫化
物系及び窒化物系介在物の悪影響を受けることなく高レ
ベルの伸びフランジ性を確保するには、Ｓ，Ｎ含有量を
前記式（１）の範囲内に抑える必要があることが確認で
きる。
験データの中から、鋼材中に含まれるＳ、Ｎ量から求め
られる[４Ｓ＋５Ｎ]の値が伸びフランジ性に及ぼす影響
を整理して示したグラフであり、このグラフから、硫化
物系及び窒化物系介在物の悪影響を受けることなく高レ
ベルの伸びフランジ性を確保するには、Ｓ，Ｎ含有量を
前記式（１）の範囲内に抑える必要があることが確認で
きる。
【００４４】また図２は、上記表１〜３に示した実験デ
ータの中から、金属組織別およびＴｉＮサイズ別に、清
浄度が穴拡げ率（λ）に与える影響を示したものであ
る。このグラフからも明らかなように、清浄度が同レベ
ルであっても、金属組織がベイニティック・フェライト
組織である方が、フェライト・ベイナイト組織の場合よ
りも高い穴拡げ率（λ）を示しており、また、金属組織
がベイニティック・フェライト組織である方が、清浄度
の制御によるλ値の向上が顕著であることを確認でき
る。更に、金属組織が同じベイニティック・フェライト
組織であっても、ＴｉＮの平均サイズを２０μｍ以下に
制御することで、より高いλ値が得られることを確認で
きる。
ータの中から、金属組織別およびＴｉＮサイズ別に、清
浄度が穴拡げ率（λ）に与える影響を示したものであ
る。このグラフからも明らかなように、清浄度が同レベ
ルであっても、金属組織がベイニティック・フェライト
組織である方が、フェライト・ベイナイト組織の場合よ
りも高い穴拡げ率（λ）を示しており、また、金属組織
がベイニティック・フェライト組織である方が、清浄度
の制御によるλ値の向上が顕著であることを確認でき
る。更に、金属組織が同じベイニティック・フェライト
組織であっても、ＴｉＮの平均サイズを２０μｍ以下に
制御することで、より高いλ値が得られることを確認で
きる。
【００４５】
【発明の効果】本発明は以上の様に構成されており、化
学成分の特定された低炭素鋼を対象として、金属組織を
グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は／
及びベイニティック・フェライト組織主体とし、かつ鋼
の清浄度およびＴｉＮの平均サイズを制御することによ
り、高強度で且つ卓越した伸びフランジ性を示し、例え
ば自動車用の各種部品材料等として有用な鋼材を提供し
得ることになった。
学成分の特定された低炭素鋼を対象として、金属組織を
グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は／
及びベイニティック・フェライト組織主体とし、かつ鋼
の清浄度およびＴｉＮの平均サイズを制御することによ
り、高強度で且つ卓越した伸びフランジ性を示し、例え
ば自動車用の各種部品材料等として有用な鋼材を提供し
得ることになった。
【図１】実験で用いた鋼材中のＮ含有量とＳ含有量が穴
拡げ率に与える影響を整理して示すグラフである。
拡げ率に与える影響を整理して示すグラフである。
【図２】実験で用いた鋼材の金属組織別およびＴｉＮの
平均サイズ別に、Ｃ2系介在物清浄度が穴拡げ率に及ぼ
す影響を整理して示すグラフである。
平均サイズ別に、Ｃ2系介在物清浄度が穴拡げ率に及ぼ
す影響を整理して示すグラフである。
Claims (4)
- 【請求項１】 質量％で Ｃ ：０．０１〜０．１０％、 Ｓｉ：２％以下（０％を含む）、 Ｍｎ：０．５〜２％、 Ｐ ：０．０８％以下（０％を含む）、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｔｉ：０．１〜０．５％、 Ｎｂ：０．８％以下（０％を含む）を満たす他、ＮとＳ
の含有量が下記式（１）を満たし、断面金属組織のうち
グラニュラー・ベイニティック・フェライト組織又は／
及びベイニティック・フェライト組織が面積率９５％以
上を占めることを特徴とする伸びフランジ性に優れた高
強度熱延鋼板。 ４Ｓ（ｐｐｍ）＋５Ｎ（ｐｐｍ）≦２４０…（１） - 【請求項２】 Ｃ2系介在物の清浄度が０．０５０％以
下である請求項１に記載の高強度熱延鋼板。 - 【請求項３】 鋼中に含まれるＴｉＮの平均サイズが２
０μｍ以下である請求項１または２に記載の高強度熱延
鋼板。 - 【請求項４】 鋼材が、更に他の元素として、Ｍｏ：
０．５％以下、Ｃｒ：０．５％以下、Ｂ：０．００５％
以下、Ｃｕ：０．５％以下、Ｎｉ：０．５％以下、Ｃ
ａ：０．０１％以下よりなる群から選択される少なくと
も１種の元素を含むものである請求項１〜３のいずれか
に記載の高強度熱延鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11189736A JP2001020030A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11189736A JP2001020030A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001020030A true JP2001020030A (ja) | 2001-01-23 |
Family
ID=16246332
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11189736A Pending JP2001020030A (ja) | 1999-07-02 | 1999-07-02 | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2001020030A (ja) |
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004143550A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Ｔｉ添加高強度鋼 |
| EP1676932A1 (en) * | 2004-12-28 | 2006-07-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property |
| JP2008255484A (ja) * | 2007-03-15 | 2008-10-23 | Kobe Steel Ltd | プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014043630A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱延鋼板 |
| KR101435320B1 (ko) | 2013-02-27 | 2014-08-29 | 현대제철 주식회사 | 강재 제조 방법 |
| JP2018058107A (ja) * | 2016-10-04 | 2018-04-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続鋳造スラブ、連続鋳造スラブの製造方法および高張力鋼板 |
| WO2024019604A1 (ko) * | 2022-07-18 | 2024-01-25 | 주식회사 포스코 | 열연강판 및 그 제조방법 |
-
1999
- 1999-07-02 JP JP11189736A patent/JP2001020030A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2004143550A (ja) * | 2002-10-25 | 2004-05-20 | Sanyo Special Steel Co Ltd | Ｔｉ添加高強度鋼 |
| EP1676932A1 (en) * | 2004-12-28 | 2006-07-05 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property |
| JP2008255484A (ja) * | 2007-03-15 | 2008-10-23 | Kobe Steel Ltd | プレス加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014043630A (ja) * | 2012-08-28 | 2014-03-13 | Nippon Steel & Sumitomo Metal | 熱延鋼板 |
| KR101435320B1 (ko) | 2013-02-27 | 2014-08-29 | 현대제철 주식회사 | 강재 제조 방법 |
| JP2018058107A (ja) * | 2016-10-04 | 2018-04-12 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 連続鋳造スラブ、連続鋳造スラブの製造方法および高張力鋼板 |
| WO2024019604A1 (ko) * | 2022-07-18 | 2024-01-25 | 주식회사 포스코 | 열연강판 및 그 제조방법 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6689384B2 (ja) | 化成処理性及び穴拡げ性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4088316B2 (ja) | 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP4161935B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5172391B2 (ja) | 溶接熱影響部の靭性と均一伸びに優れた鋼板 | |
| JP2003293089A (ja) | 変形性能に優れた高強度鋼板、高強度鋼管および製造方法 | |
| WO2008126910A1 (ja) | 高温特性と靱性に優れた鋼材及びその製造方法 | |
| WO2008126944A1 (ja) | 高温強度、靭性に優れた鋼材並びにその製造方法 | |
| KR0142274B1 (ko) | 신장-플랜지성이 우수한 박강판 및 그의 제조방법 | |
| JP2005298924A (ja) | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JPH06293910A (ja) | 穴拡げ性と延性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 | |
| KR20200106195A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| JP2004204326A (ja) | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2007070648A (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP3417878B2 (ja) | 伸びフランジ性および疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製法 | |
| JP4502646B2 (ja) | 加工性、疲労特性および表面性状に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JPH08188847A (ja) | 疲労特性にすぐれる複合組織鋼板及びその製造方法 | |
| JP2004315857A (ja) | 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
| JP2023554449A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP7442645B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2024500723A (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP2006233309A (ja) | 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP2001020030A (ja) | 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板 | |
| JP2008266792A (ja) | 熱延鋼板 | |
| JP2000256777A (ja) | 強度および低温靱性に優れた高張力鋼板 | |
| JP5008879B2 (ja) | 強度および低温靭性の優れた高張力鋼板および高張力鋼板の製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20030408 |