JP2001192736A - 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 - Google Patents
板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法Info
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- JP2001192736A JP2001192736A JP2000006633A JP2000006633A JP2001192736A JP 2001192736 A JP2001192736 A JP 2001192736A JP 2000006633 A JP2000006633 A JP 2000006633A JP 2000006633 A JP2000006633 A JP 2000006633A JP 2001192736 A JP2001192736 A JP 2001192736A
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Abstract
(57)【要約】
【課題】 板形状を損なうことなく組織を微細化して、
伸び−強度バランスを向上することができる板形状およ
び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、C:0.04〜0.2%、Si:0.25〜2.0
%、Mn:0.5〜2.5%、Sol.Al:0.1%以下を含有する鋼を連続鋳
造後、得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧
延するに際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタ
ンドの圧下率を30%未満とし、かつAr３変態点〜(Ar3+60
℃)温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終了
後1.0秒以内に冷却を開始し、(Ar３-30℃)〜Ar１変態点
までの一次冷却を200℃/sec超で行ない、Ar３変態点〜A
r１変態点の温度領域において10℃/sec以下で2秒間以上
の緩冷却または放冷を行なった後、30℃/sec以上の二次
冷却を経て300℃以下で巻き取る。
伸び−強度バランスを向上することができる板形状およ
び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供す
る。 【解決手段】 重量％で、C:0.04〜0.2%、Si:0.25〜2.0
%、Mn:0.5〜2.5%、Sol.Al:0.1%以下を含有する鋼を連続鋳
造後、得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧
延するに際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタ
ンドの圧下率を30%未満とし、かつAr３変態点〜(Ar3+60
℃)温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終了
後1.0秒以内に冷却を開始し、(Ar３-30℃)〜Ar１変態点
までの一次冷却を200℃/sec超で行ない、Ar３変態点〜A
r１変態点の温度領域において10℃/sec以下で2秒間以上
の緩冷却または放冷を行なった後、30℃/sec以上の二次
冷却を経て300℃以下で巻き取る。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、加工性に優れた高
強度熱延鋼板の製造方法に関する。
強度熱延鋼板の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】フェライトとマルテンサイトを主体とす
る複合組織を有する高強度熱延鋼板は、伸び−強度バラ
ンスが高く加工性が優れていることから、自動車の軽量
化等を目的に種々の構造部材や部品への適用が進められ
ているが、適用範囲の拡大に伴ない年々その用途は厳し
くなりさらなる加工性の向上が望まれている。このよう
な複合組織鋼の伸び−強度バランスを向上させるには、
複合組織をさらに微細化する必要がある。
る複合組織を有する高強度熱延鋼板は、伸び−強度バラ
ンスが高く加工性が優れていることから、自動車の軽量
化等を目的に種々の構造部材や部品への適用が進められ
ているが、適用範囲の拡大に伴ない年々その用途は厳し
くなりさらなる加工性の向上が望まれている。このよう
な複合組織鋼の伸び−強度バランスを向上させるには、
複合組織をさらに微細化する必要がある。
【０００３】このような複合組織鋼は、Ａｒ３変態点以
上からフェライト・オーステナイト２相温度領域まで冷
却（一次冷却）後、この温度領域で所定の時間保持しフ
ェライト変態を促進することでオーステナイト相へＣを
濃縮させた後、急冷（二次冷却）してオーステナイト相
をマルテンサイトに変態させることにより製造される。
この製造工程の条件を規定することによって複合組織の
微細化を図る技術が種々提案されており、例えば、特開
昭５４−６５１１８号公報には一次冷却速度を８０℃／
ｓｅｃ以上として粒成長を抑制する技術が提案されてい
る（以下、この技術を従来技術１という）。特開昭５６
−３３４２９号公報には一次冷却開始温度を７２０〜８
５０℃、一次冷却速度を３０〜２００℃／ｓｅｃとして
フェライトを微細化する技術が提案されている（以下、
この技術を従来技術２という）。特開昭６０−１２１２
２５号公報にはＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋４０℃）の間
で４５％以上の累積圧下を加えることによりフェライト
の微細分散とマルテンサイトの微細化を図る技術が提案
されている（以下、この技術を従来技術３という）。CA
MP−ISIJ Vol.5 (1992) P.948には、仕上圧延機のスタ
ンド間に冷却装置を設けて圧延直後に急冷を行なう技術
が提案されている（以下、この技術を従来技術４とい
う）。
上からフェライト・オーステナイト２相温度領域まで冷
却（一次冷却）後、この温度領域で所定の時間保持しフ
ェライト変態を促進することでオーステナイト相へＣを
濃縮させた後、急冷（二次冷却）してオーステナイト相
をマルテンサイトに変態させることにより製造される。
この製造工程の条件を規定することによって複合組織の
微細化を図る技術が種々提案されており、例えば、特開
昭５４−６５１１８号公報には一次冷却速度を８０℃／
ｓｅｃ以上として粒成長を抑制する技術が提案されてい
る（以下、この技術を従来技術１という）。特開昭５６
−３３４２９号公報には一次冷却開始温度を７２０〜８
５０℃、一次冷却速度を３０〜２００℃／ｓｅｃとして
フェライトを微細化する技術が提案されている（以下、
この技術を従来技術２という）。特開昭６０−１２１２
２５号公報にはＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋４０℃）の間
で４５％以上の累積圧下を加えることによりフェライト
の微細分散とマルテンサイトの微細化を図る技術が提案
されている（以下、この技術を従来技術３という）。CA
MP−ISIJ Vol.5 (1992) P.948には、仕上圧延機のスタ
ンド間に冷却装置を設けて圧延直後に急冷を行なう技術
が提案されている（以下、この技術を従来技術４とい
う）。
【０００４】また、ごく最近では、上記複合組織鋼とは
異なる組織のＣ−Ｍｎ系フェライト・パーライト鋼につ
いて、La Ravue de Metallurgie -ATS-JS 97, p.58-59
に熱間圧延後２５０〜５００℃／ｓｅｃという高い一次
冷却速度を用い組織微細化を図る技術が提案されている
（以下、この技術を従来技術５という）。CAMP−ISIJVo
l.11 (1998) p.1027-1030には７５０℃で５０〜９０％
の１パス大圧下後最高３００℃／ｓｅｃで急冷し、組織
を微細化する技術が提案されている（以下、この技術を
従来技術６という）。CAMP−ISIJ Vol.11 (1998) P.101
7-1020には４６〜５０％の１パス大圧下熱延を行なった
後０．５秒以内に２００℃／ｓｅｃで水冷しフェライト
を微細化する技術が提案されている（以下、この技術を
従来技術７という）。
異なる組織のＣ−Ｍｎ系フェライト・パーライト鋼につ
いて、La Ravue de Metallurgie -ATS-JS 97, p.58-59
に熱間圧延後２５０〜５００℃／ｓｅｃという高い一次
冷却速度を用い組織微細化を図る技術が提案されている
（以下、この技術を従来技術５という）。CAMP−ISIJVo
l.11 (1998) p.1027-1030には７５０℃で５０〜９０％
の１パス大圧下後最高３００℃／ｓｅｃで急冷し、組織
を微細化する技術が提案されている（以下、この技術を
従来技術６という）。CAMP−ISIJ Vol.11 (1998) P.101
7-1020には４６〜５０％の１パス大圧下熱延を行なった
後０．５秒以内に２００℃／ｓｅｃで水冷しフェライト
を微細化する技術が提案されている（以下、この技術を
従来技術７という）。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、上記従
来技術１〜３は、いずれも従来の実機あるいは実験設備
の冷却能力を前提に、一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃ
以下という限定された領域で技術検討が行なわれていた
ため、複合組織の微細化には限界があった。また、従来
技術４は、熱間圧延直後の急冷効果を狙ったものである
が、一次冷却速度については特別な記述もなく、従来の
実機あるいは実験設備の冷却能力が前提となっているこ
とは明らかで、上記技術と同様、複合組織の細粒化には
限界があった。さらに、上記従来技術５および７はフェ
ライト・パーライト鋼またはフェライトに少量のベイナ
イトを含有する鋼の検討に留まっており、フェライトと
マルテンサイトを主体とする複合組織鋼の微細化につい
ては何ら有効な対策を与えるものではない。加えて、上
記従来技術５は、組織微細化技術としても、一次冷却速
度を２００℃／ｓｅｃより高めたにもかかわらず冷却速
度のみに頼った検討に終わっているため、その組織微細
化効果には限界があり、加工性向上への要求に対して十
分に有効な技術とはなり得ない。さらにまた、前記従来
技術６および７では組織の微細化が４６〜９０％の１パ
ス大圧下によって実現されており、形状の最終調整を兼
ねている従来型ホットストリップミルの最終圧延スタン
ドでは、このような大圧下を行なうことは板形状の観変
態点から不可能であり、ホットストリップミルでの実用
化には問題が多い。
来技術１〜３は、いずれも従来の実機あるいは実験設備
の冷却能力を前提に、一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃ
以下という限定された領域で技術検討が行なわれていた
ため、複合組織の微細化には限界があった。また、従来
技術４は、熱間圧延直後の急冷効果を狙ったものである
が、一次冷却速度については特別な記述もなく、従来の
実機あるいは実験設備の冷却能力が前提となっているこ
とは明らかで、上記技術と同様、複合組織の細粒化には
限界があった。さらに、上記従来技術５および７はフェ
ライト・パーライト鋼またはフェライトに少量のベイナ
イトを含有する鋼の検討に留まっており、フェライトと
マルテンサイトを主体とする複合組織鋼の微細化につい
ては何ら有効な対策を与えるものではない。加えて、上
記従来技術５は、組織微細化技術としても、一次冷却速
度を２００℃／ｓｅｃより高めたにもかかわらず冷却速
度のみに頼った検討に終わっているため、その組織微細
化効果には限界があり、加工性向上への要求に対して十
分に有効な技術とはなり得ない。さらにまた、前記従来
技術６および７では組織の微細化が４６〜９０％の１パ
ス大圧下によって実現されており、形状の最終調整を兼
ねている従来型ホットストリップミルの最終圧延スタン
ドでは、このような大圧下を行なうことは板形状の観変
態点から不可能であり、ホットストリップミルでの実用
化には問題が多い。
【０００６】本発明は、かかる事情に鑑みてなされたも
のであって、板形状を損なうことなく組織を微細化し
て、伸び−強度バランスを向上することができる板形状
および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。
のであって、板形状を損なうことなく組織を微細化し
て、伸び−強度バランスを向上することができる板形状
および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法を提供
することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するため手段】本発明者等は、上述した課
題を解決すべく、まず一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃ
を超える領域をベースとして組織微細化の検討を行なう
ため。新たに近接型急速冷却装置を開発し、圧延条件を
種々変化させて鋭意研究を重ねた。その結果、一次冷却
速度が２００℃／ｓｅｃを超える条件下では、Ａｒ３変
態点〜（Ａｒ ３＋６０℃）で仕上圧延を終了し、仕上圧
延終了から冷却開始までの時間を１．０秒以内までに規
定することにより、仕上圧延機最終スタンドの圧下率を
３０％未満としても上記従来技術を超える微細組織が得
られることを知見して本発明を完成するに至った。
題を解決すべく、まず一次冷却速度が２００℃／ｓｅｃ
を超える領域をベースとして組織微細化の検討を行なう
ため。新たに近接型急速冷却装置を開発し、圧延条件を
種々変化させて鋭意研究を重ねた。その結果、一次冷却
速度が２００℃／ｓｅｃを超える条件下では、Ａｒ３変
態点〜（Ａｒ ３＋６０℃）で仕上圧延を終了し、仕上圧
延終了から冷却開始までの時間を１．０秒以内までに規
定することにより、仕上圧延機最終スタンドの圧下率を
３０％未満としても上記従来技術を超える微細組織が得
られることを知見して本発明を完成するに至った。
【０００８】冷却開始時間についてはこれまでにも検討
結果はあり、例えば特開平１０−１９５５８８号公報で
は、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、その後０．
１〜５．０秒の間に冷却を開始して５０℃／ｓｅｃ以上
の一次冷却速度で冷却する技術が提案されている。しか
しながら、この技術では、仕上圧延の終了温度を規定し
ておらず、かつ一次冷却速度２００℃／ｓｅｃ以下の領
域で検討された結果に過ぎない。このため、この技術に
おける冷却開始温度の限定による効果は、上記公報にも
記載されているように、組織微細化ではなく変態前のオ
ーステナイトの粗大化防止によるフェライト変態の促進
に留まるものである。
結果はあり、例えば特開平１０−１９５５８８号公報で
は、Ａｒ３変態点以上で熱間圧延を終了し、その後０．
１〜５．０秒の間に冷却を開始して５０℃／ｓｅｃ以上
の一次冷却速度で冷却する技術が提案されている。しか
しながら、この技術では、仕上圧延の終了温度を規定し
ておらず、かつ一次冷却速度２００℃／ｓｅｃ以下の領
域で検討された結果に過ぎない。このため、この技術に
おける冷却開始温度の限定による効果は、上記公報にも
記載されているように、組織微細化ではなく変態前のオ
ーステナイトの粗大化防止によるフェライト変態の促進
に留まるものである。
【０００９】これに対して本発明は、２００℃／ｓｅｃ
を超える一次冷却速度をベースとして仕上圧延終了温度
の範囲および圧延後の冷却開始時間を制限することによ
り、組織の微細化を実現するものである。
を超える一次冷却速度をベースとして仕上圧延終了温度
の範囲および圧延後の冷却開始時間を制限することによ
り、組織の微細化を実現するものである。
【００１０】すなわち、本発明は、以下の（１）〜
（４）を提供する。 （１） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：
０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下を含有する鋼を連続鋳造後、得
られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに
際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧
下率を３０％未満とし、かつＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋
６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延
終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ３−３０
℃）〜Ａｒ１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ
超で行ない、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域に
おいて１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または
放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経
て３００℃以下で巻き取ることを特徴とする板形状およ
び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
（４）を提供する。 （１） 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓｉ：
０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓｏ
ｌ．Ａｌ：０．１％以下を含有する鋼を連続鋳造後、得
られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに
際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧
下率を３０％未満とし、かつＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋
６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延
終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ３−３０
℃）〜Ａｒ１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ
超で行ない、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域に
おいて１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または
放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経
て３００℃以下で巻き取ることを特徴とする板形状およ
び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１１】（２） 連続熱間仕上圧延機の入り側、ま
たは連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱す
ることを特徴とする前記（１）に記載の板形状および加
工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
たは連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱す
ることを特徴とする前記（１）に記載の板形状および加
工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。
【００１２】（３） さらに、重量％で、Ｔｉ，Ｎｂ，
Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜
０．２％含有することを特徴とする前記（１）または
（２）に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法。
Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜
０．２％含有することを特徴とする前記（１）または
（２）に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法。
【００１３】（４） さらに、重量％で、Ｃｒ：１％以
下、およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を
含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）のい
ずれかに記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法。
下、およびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を
含有することを特徴とする前記（１）ないし（３）のい
ずれかに記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延
鋼板の製造方法。
【００１４】
【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。本発明で対象とする熱延鋼板は自動車部品や機
械構造用部材等に使用されるものであり、引張り強さが
４９０〜９８０ＭＰａ級の板形状および加工性に優れた
高強度熱延鋼板またはその薄鋼板である。本発明で対象
とする高強度鋼板において、連続鋳造から熱間圧延まで
を直接行なう直送圧延プロセスと再加熱を伴なうプロセ
スとの、どちらのプロセスにより製造した場合にも優れ
たレベルの加工性を達成するためには、鋼中のＣ量、Ｓ
ｉ量、Ｍｎ量、sol.Ａｌ量、および所定の添加元素量を
特定範囲に制御することが必要であり、さらに、熱間圧
延条件（仕上圧延終了温度、仕上圧延終了後のランナウ
ト冷却開始時間、ランナウト冷却速度、巻取温度）を制
御することが必要である。
明する。本発明で対象とする熱延鋼板は自動車部品や機
械構造用部材等に使用されるものであり、引張り強さが
４９０〜９８０ＭＰａ級の板形状および加工性に優れた
高強度熱延鋼板またはその薄鋼板である。本発明で対象
とする高強度鋼板において、連続鋳造から熱間圧延まで
を直接行なう直送圧延プロセスと再加熱を伴なうプロセ
スとの、どちらのプロセスにより製造した場合にも優れ
たレベルの加工性を達成するためには、鋼中のＣ量、Ｓ
ｉ量、Ｍｎ量、sol.Ａｌ量、および所定の添加元素量を
特定範囲に制御することが必要であり、さらに、熱間圧
延条件（仕上圧延終了温度、仕上圧延終了後のランナウ
ト冷却開始時間、ランナウト冷却速度、巻取温度）を制
御することが必要である。
【００１５】以下、本発明における鋼の化学組成および
組織ならびに製造条件について説明する。 （１）鋼組成 本発明における鋼組成は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．２％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜
２．５％、Sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、必要に応
じて、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上
を合計で０．０１〜０．２％含有し、さらに必要に応じ
て、Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち１
種または２種を含有するものである。
組織ならびに製造条件について説明する。 （１）鋼組成 本発明における鋼組成は、重量％で、Ｃ：０．０４〜
０．２％、Ｓｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜
２．５％、Sol.Ａｌ：０．１％以下を含有し、必要に応
じて、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２種以上
を合計で０．０１〜０．２％含有し、さらに必要に応じ
て、Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．５％以下のうち１
種または２種を含有するものである。
【００１６】Ｃ：０．０４〜０．２％ Ｃは、未変態オーステナイトの焼き入れ性を向上させ、
複合組織中に適量のマルテンサイト、もしくはマルテン
サイトとベイナイトを混在させる。しかし、Ｃ含有量が
０．０４％未満では上記効果が得られず、０．２％を超
えると加工性および溶接性が劣化する。このため、Ｃ含
有量を０．０４〜０．２％とする。
複合組織中に適量のマルテンサイト、もしくはマルテン
サイトとベイナイトを混在させる。しかし、Ｃ含有量が
０．０４％未満では上記効果が得られず、０．２％を超
えると加工性および溶接性が劣化する。このため、Ｃ含
有量を０．０４〜０．２％とする。
【００１７】Ｓｉ：０．２５〜２．０％ Ｓｉは、固溶強化によりフェライトを強化するととも
に、熱間圧延後にＡｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領
域で緩冷却または放冷する際にフェライトの析出を促進
して短時間でフェライトを析出させ、さらに、未変態オ
ーステナイトへのＣの濃縮にも寄与する元素である。し
かし、Ｓｉ含有量が０．２５％未満では上記効果が得ら
れず、２．０％を超えると溶接性および表面性状が劣化
する。このため、Ｓｉ含有量を０．２５〜２．０％とす
る。
に、熱間圧延後にＡｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領
域で緩冷却または放冷する際にフェライトの析出を促進
して短時間でフェライトを析出させ、さらに、未変態オ
ーステナイトへのＣの濃縮にも寄与する元素である。し
かし、Ｓｉ含有量が０．２５％未満では上記効果が得ら
れず、２．０％を超えると溶接性および表面性状が劣化
する。このため、Ｓｉ含有量を０．２５〜２．０％とす
る。
【００１８】Ｍｎ：０．５〜２．５％ Ｍｎは、未変態オーステナイトの焼き入れ性を高める元
素であり、前述したＣと同様の効果を有する。しかし、
Ｍｎ含有量が０．５％未満では上記効果を得ることがで
きず、一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると上記効果
が飽和するばかりでなく、バンド状組織を形成して鋼板
の加工性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量を０．５
〜２．５％とする。
素であり、前述したＣと同様の効果を有する。しかし、
Ｍｎ含有量が０．５％未満では上記効果を得ることがで
きず、一方、Ｍｎ含有量が２．５％を超えると上記効果
が飽和するばかりでなく、バンド状組織を形成して鋼板
の加工性を劣化させる。このため、Ｍｎ含有量を０．５
〜２．５％とする。
【００１９】Sol.Ａｌ：０．１％以下 Ａｌは脱酸剤として使用されると同時に不可避的不純物
として含有されるＮを固定して加工性を高める効果を有
する。しかし、Sol.Ａｌ含有量が０．１％を超えるとこ
の効果が飽和するとともに、清淨度を悪化させて加工性
を劣化させるので、Sol.Ａｌ含有量を０．１％以下とす
る。
として含有されるＮを固定して加工性を高める効果を有
する。しかし、Sol.Ａｌ含有量が０．１％を超えるとこ
の効果が飽和するとともに、清淨度を悪化させて加工性
を劣化させるので、Sol.Ａｌ含有量を０．１％以下とす
る。
【００２０】Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚｒのうち１種または２
種以上を合計で０．０１〜０．２％Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚ
ｒは、強度調整または炭窒化物形成による固溶Ｃ，Ｎ低
減を通した非時効化（深絞り性向上）のため、必要に応
じてこれらの１種または２種以上を合計で０．０１〜
０．２％添加してもよい。これらの元素の添加を活用
し、かつ後述する製造方法を採ることにより、鋼板のさ
らなる高強度化や加工性向上を達成することができる。
種以上を合計で０．０１〜０．２％Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚ
ｒは、強度調整または炭窒化物形成による固溶Ｃ，Ｎ低
減を通した非時効化（深絞り性向上）のため、必要に応
じてこれらの１種または２種以上を合計で０．０１〜
０．２％添加してもよい。これらの元素の添加を活用
し、かつ後述する製造方法を採ることにより、鋼板のさ
らなる高強度化や加工性向上を達成することができる。
【００２１】Ｃｒ：１％以下およびＭｏ：０．５％以下
のうち１種または２種 ＣｒおよびＭｏは、未変態オーステナイトの焼き入れ性
を高める元素であり、ＣやＭｎと同様な効果を有する
が、高価な元素であるため必要以上に添加するとコスト
増を招くとともに、溶接性を劣化させる。このようなコ
スト増や溶接性劣化は、Ｃｒでは１％を超えた場合に、
Ｍｎでは０．５％を超えた場合に、それぞれ問題となる
ので、Ｃｒ含有量を１％以下とし、Ｍｎ含有量を０．５
％以下とする。
のうち１種または２種 ＣｒおよびＭｏは、未変態オーステナイトの焼き入れ性
を高める元素であり、ＣやＭｎと同様な効果を有する
が、高価な元素であるため必要以上に添加するとコスト
増を招くとともに、溶接性を劣化させる。このようなコ
スト増や溶接性劣化は、Ｃｒでは１％を超えた場合に、
Ｍｎでは０．５％を超えた場合に、それぞれ問題となる
ので、Ｃｒ含有量を１％以下とし、Ｍｎ含有量を０．５
％以下とする。
【００２２】なお、本発明においては、上記組成に加え
て、例えば加工性の向上を目的にＣａを０．００５％以
下添加することができる。その他、本発明の効果を妨げ
ない範囲で、例えば熱間加工性を向上させる微量元素等
を添加することができる。
て、例えば加工性の向上を目的にＣａを０．００５％以
下添加することができる。その他、本発明の効果を妨げ
ない範囲で、例えば熱間加工性を向上させる微量元素等
を添加することができる。
【００２３】（２）製造条件 本発明は、上記した成分を有する鋼を連続鋳造して得ら
れた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際
し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧下
率を３０％未満とし、かつＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋６
０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終
了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ３−３０℃）
〜Ａｒ１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で
行ない、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域におい
て１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷
を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３
００℃以下で巻き取る。
れた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延するに際
し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの圧下
率を３０％未満とし、かつＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋６
０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧延終
了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ３−３０℃）
〜Ａｒ１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で
行ない、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域におい
て１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または放冷
を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経て３
００℃以下で巻き取る。
【００２４】仕上圧延の最終スタンドにおける圧下率を
３０％未満とするのは、板形状を調整するためである。
この最終スタンドにおける圧下率が３０％以上では板形
状の調整が困難となり、板形状に優れた鋼板が得られな
い。一方、この最終スタンドにおける圧下率の下限につ
いては特に規定しないが、形状調整を確実に行なうため
には１％以上の圧下率で圧下を行なうことが望ましい。
３０％未満とするのは、板形状を調整するためである。
この最終スタンドにおける圧下率が３０％以上では板形
状の調整が困難となり、板形状に優れた鋼板が得られな
い。一方、この最終スタンドにおける圧下率の下限につ
いては特に規定しないが、形状調整を確実に行なうため
には１％以上の圧下率で圧下を行なうことが望ましい。
【００２５】仕上圧延をＡｒ３変態点〜（Ａｒ３＋６０
℃）温度範囲で終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒
以内にランナウト冷却を開始し、（Ａｒ３−３０℃）〜
Ａｒ １変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行
なうのは、引き続いて行なうＡｒ３変態点〜Ａｒ１変態
点での緩冷却または放冷中に変態生成するフェライトと
オーステナイトの混合組織を微細化することを目的とし
て、ランナウト冷却開始前のオーステナイト結晶粒径を
細粒化すると同時にオーステナイト結晶粒内の変態帯の
密度を高め、変態中のフェライトの核生成頻度を高める
ためである。
℃）温度範囲で終了し、次いで熱間圧延終了後１．０秒
以内にランナウト冷却を開始し、（Ａｒ３−３０℃）〜
Ａｒ １変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ超で行
なうのは、引き続いて行なうＡｒ３変態点〜Ａｒ１変態
点での緩冷却または放冷中に変態生成するフェライトと
オーステナイトの混合組織を微細化することを目的とし
て、ランナウト冷却開始前のオーステナイト結晶粒径を
細粒化すると同時にオーステナイト結晶粒内の変態帯の
密度を高め、変態中のフェライトの核生成頻度を高める
ためである。
【００２６】仕上圧延の終了温度をＡｒ３変態点〜（Ａ
ｒ３＋６０℃）とし、仕上圧延終了後１．０秒以内にラ
ンナウト冷却を開始することにより、変態前オーステナ
イトの結晶粒径を微細化すると同時に結晶粒内の変形帯
密度を十分高いレベルに維持することができ、オーステ
ナイト結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフェラ
イト核を生成させることができる。そしてランナウト冷
却を開始してから２００℃／ｓｅｃを超える一次冷却速
度で冷却することにより、フェライト変態開始温度が低
減されるため、フェライト核生成後の結晶粒成長速度を
低く抑えることができ、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の
温度領域における緩冷却または放冷中に変態生成するフ
ェライトとオーステナイトとの混合組織を微細化するこ
とができる。この際、一次冷却速度は高いほど有利であ
り、好ましくは３００℃／ｓｅｃ以上である。
ｒ３＋６０℃）とし、仕上圧延終了後１．０秒以内にラ
ンナウト冷却を開始することにより、変態前オーステナ
イトの結晶粒径を微細化すると同時に結晶粒内の変形帯
密度を十分高いレベルに維持することができ、オーステ
ナイト結晶粒界のみならず結晶粒内からも多数のフェラ
イト核を生成させることができる。そしてランナウト冷
却を開始してから２００℃／ｓｅｃを超える一次冷却速
度で冷却することにより、フェライト変態開始温度が低
減されるため、フェライト核生成後の結晶粒成長速度を
低く抑えることができ、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の
温度領域における緩冷却または放冷中に変態生成するフ
ェライトとオーステナイトとの混合組織を微細化するこ
とができる。この際、一次冷却速度は高いほど有利であ
り、好ましくは３００℃／ｓｅｃ以上である。
【００２７】上述した２００℃／ｓｅｃを超える一次冷
却速度の冷却に続いて、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の
温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩
冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二
次冷却を経て３００℃以下で巻き取るのは、緩冷却また
は放冷によりオーステナイトの一部をフェライトに変態
させ、次いで行なわれる二次冷却により未変態のオース
テナイトをマルテンサイトまたはマルテンサイトに一部
ベイナイトが混合した組織とし、フェライトとマルテン
サイトを主体とした複合組織の熱延鋼板とするためであ
る。
却速度の冷却に続いて、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の
温度領域において１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩
冷却または放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二
次冷却を経て３００℃以下で巻き取るのは、緩冷却また
は放冷によりオーステナイトの一部をフェライトに変態
させ、次いで行なわれる二次冷却により未変態のオース
テナイトをマルテンサイトまたはマルテンサイトに一部
ベイナイトが混合した組織とし、フェライトとマルテン
サイトを主体とした複合組織の熱延鋼板とするためであ
る。
【００２８】Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域に
おいて１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または
放冷を行うのは、フェライト変態を促進するためであ
り、フェライト変態を十分に進行させるには２秒以上の
緩冷却または放冷が必要なためである。ただし、この緩
冷却または放冷が２０秒を超えるとパーライトが析出し
やすくなり、パーライトが析出すると加工性が劣化する
ため、２０秒以内とすることが望ましい。
おいて１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または
放冷を行うのは、フェライト変態を促進するためであ
り、フェライト変態を十分に進行させるには２秒以上の
緩冷却または放冷が必要なためである。ただし、この緩
冷却または放冷が２０秒を超えるとパーライトが析出し
やすくなり、パーライトが析出すると加工性が劣化する
ため、２０秒以内とすることが望ましい。
【００２９】次いで、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を
経て３００℃以下で巻き取るのは、未変態のオーステナ
イトを変態させて、マルテンサイトまたはマルテンサイ
トに一部ベイナイトが混合した組織とするためである。
冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満では安定してマルテンサ
イトを得ることができず、また、巻取温度が３００℃を
超えると得られたマルテンサイトが巻取後のコイルの冷
却過程において焼き戻されて軟化すると同時にフェライ
ト／マルテンサイト界面に導入された可動転位が回復す
ることにより複合組織鋼の特徴である低降伏比が得られ
なくなる。
経て３００℃以下で巻き取るのは、未変態のオーステナ
イトを変態させて、マルテンサイトまたはマルテンサイ
トに一部ベイナイトが混合した組織とするためである。
冷却速度が３０℃／ｓｅｃ未満では安定してマルテンサ
イトを得ることができず、また、巻取温度が３００℃を
超えると得られたマルテンサイトが巻取後のコイルの冷
却過程において焼き戻されて軟化すると同時にフェライ
ト／マルテンサイト界面に導入された可動転位が回復す
ることにより複合組織鋼の特徴である低降伏比が得られ
なくなる。
【００３０】以上のような製造条件により、板形状を損
なうことなく、フェライトとマルテンサイトを主体とし
た複合鋼板の組織を微細化して伸び−強度バランスを向
上し、板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板を得
ることができる。
なうことなく、フェライトとマルテンサイトを主体とし
た複合鋼板の組織を微細化して伸び−強度バランスを向
上し、板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板を得
ることができる。
【００３１】本発明者らは、上述した一次冷却速度およ
び冷却開始時間が鋼板の伸び−強度バランスに与える影
響を調査する実験を行なった。この実験では、０．０８
C−０．５１Ｓｉ−１．２０Ｍｎ−０．０４sol.Ａｌ鋼
を連続鋳造して得られた鋼スラブを粗圧延し、次いで最
終スタンドの圧下率が２５％で終了温度がＡｒ３＋２５
℃の仕上圧延を行なった後、０．１〜１．６秒の冷却開
始時間で１５０，３００，４５０℃／ｓｅｃのそれぞれ
の一次冷却速度でＡｒ３−６０℃まで冷却し、次いで７
秒間放冷した後に６０℃／ｓｅｃの二次冷却速度で冷却
し、１５０℃で巻き取って鋼板を製造し、得られた鋼板
を引張試験に供してＴＳ×Ｅｌの値を求めた。図１は、
それぞれの冷却速度における、得られた鋼板のＴＳ×Ｅ
ｌの値と冷却開始時間との関係を示すグラフである。図
１より、一次冷却速度を２００℃／ｓｅｃ超、かつ冷却
開始時間を１秒以内とすることにより、ＴＳ×Ｅｌの値
が高く、伸び−強度バランスに優れた鋼板を得ることが
できることが確認された。
び冷却開始時間が鋼板の伸び−強度バランスに与える影
響を調査する実験を行なった。この実験では、０．０８
C−０．５１Ｓｉ−１．２０Ｍｎ−０．０４sol.Ａｌ鋼
を連続鋳造して得られた鋼スラブを粗圧延し、次いで最
終スタンドの圧下率が２５％で終了温度がＡｒ３＋２５
℃の仕上圧延を行なった後、０．１〜１．６秒の冷却開
始時間で１５０，３００，４５０℃／ｓｅｃのそれぞれ
の一次冷却速度でＡｒ３−６０℃まで冷却し、次いで７
秒間放冷した後に６０℃／ｓｅｃの二次冷却速度で冷却
し、１５０℃で巻き取って鋼板を製造し、得られた鋼板
を引張試験に供してＴＳ×Ｅｌの値を求めた。図１は、
それぞれの冷却速度における、得られた鋼板のＴＳ×Ｅ
ｌの値と冷却開始時間との関係を示すグラフである。図
１より、一次冷却速度を２００℃／ｓｅｃ超、かつ冷却
開始時間を１秒以内とすることにより、ＴＳ×Ｅｌの値
が高く、伸び−強度バランスに優れた鋼板を得ることが
できることが確認された。
【００３２】また、連続熱間仕上圧延機の入り側、また
は連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱して
温度を調整することにより、熱間圧延の終了温度をＡｒ
３変態点直上の狭範囲に制御すれば、本発明の鋼板の組
織微細化効果をより有効に発揮させることができる。こ
のような粗バーの加熱は、連続熱間仕上圧延機の入り
側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けられ
た誘導加熱装置により行なうことができる。
は連続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱して
温度を調整することにより、熱間圧延の終了温度をＡｒ
３変態点直上の狭範囲に制御すれば、本発明の鋼板の組
織微細化効果をより有効に発揮させることができる。こ
のような粗バーの加熱は、連続熱間仕上圧延機の入り
側、または連続熱間仕上圧延機のスタンド間に設けられ
た誘導加熱装置により行なうことができる。
【００３３】さらに、２．０mm以下の薄鋼板を製造する
場合には、連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱
間仕上圧延機のスタンド間に設けた誘導加熱装置で粗バ
ーの幅方向エッジ部を加熱することによっても本発明の
効果を得ることができる。
場合には、連続熱間仕上圧延機の入り側、または連続熱
間仕上圧延機のスタンド間に設けた誘導加熱装置で粗バ
ーの幅方向エッジ部を加熱することによっても本発明の
効果を得ることができる。
【００３４】なお、本発明の効果は、原理的に、仕上圧
延前の粗バーの加熱あるいは保熱の有無、その手法によ
らず得られるので、本発明の製造方法は、上記のように
粗バーを誘導加熱するプロセスに限らず、コイルボック
ス等を用いて粗バーを保熱後溶接して行なう連続熱延プ
ロセスに適用することもできる。
延前の粗バーの加熱あるいは保熱の有無、その手法によ
らず得られるので、本発明の製造方法は、上記のように
粗バーを誘導加熱するプロセスに限らず、コイルボック
ス等を用いて粗バーを保熱後溶接して行なう連続熱延プ
ロセスに適用することもできる。
【００３５】
【実施例】次に、本発明の実施例について説明する。表
１に示す鋼Ｎｏ．１〜５の成分を有する鋼を溶製後、連
続鋳造して鋼スラブとし、得られた鋼スラブから表２に
示す条件でサンプルＮｏ．１〜１０の熱延鋼板（板厚
２．６mm）を製造し、得られた熱延鋼板にそれぞれ引張
試験を行なって機械的特性を測定した。表２に、この測
定結果と、鋼板の伸び−強度バランスの指標としてのＴ
Ｓ×Ｅｌの値とを併せて示す。
１に示す鋼Ｎｏ．１〜５の成分を有する鋼を溶製後、連
続鋳造して鋼スラブとし、得られた鋼スラブから表２に
示す条件でサンプルＮｏ．１〜１０の熱延鋼板（板厚
２．６mm）を製造し、得られた熱延鋼板にそれぞれ引張
試験を行なって機械的特性を測定した。表２に、この測
定結果と、鋼板の伸び−強度バランスの指標としてのＴ
Ｓ×Ｅｌの値とを併せて示す。
【００３６】本発明の化学組成および製造条件を満足す
るサンプルＮｏ．１，３，５，７，９の熱延鋼板は、い
ずれの場合も伸び−強度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が高
く、かつ降伏比（ＹＲ）が低く、高強度で加工性に優
れ、さらに板形状も優れている。これに対して、同一化
学組成でありながら本発明の製造条件を満足しないサン
プルＮｏ．２，４，６，８は、いずれの場合も伸び−強
度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ）が劣ってい
る。また、サンプルＮｏ．１０は、加工性は優れるもの
の、仕上圧延の最終圧下率が高いため優れた板形状を得
ることができなかった。
るサンプルＮｏ．１，３，５，７，９の熱延鋼板は、い
ずれの場合も伸び−強度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）が高
く、かつ降伏比（ＹＲ）が低く、高強度で加工性に優
れ、さらに板形状も優れている。これに対して、同一化
学組成でありながら本発明の製造条件を満足しないサン
プルＮｏ．２，４，６，８は、いずれの場合も伸び−強
度バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、降伏比（ＹＲ）が劣ってい
る。また、サンプルＮｏ．１０は、加工性は優れるもの
の、仕上圧延の最終圧下率が高いため優れた板形状を得
ることができなかった。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【発明の効果】以上説明したように、本発明によれば、
連続鋳造から熱間圧延までを直接行なう直送圧延プロセ
スおよび再加熱を伴なうプロセスのどちらのプロセスに
おいても優れた板形状および加工性を有する高強度熱延
鋼板、典型的には４９０〜９８０ＭＰａ級の薄鋼板を製
造することができ、その産業的価値は極めて大きい。
連続鋳造から熱間圧延までを直接行なう直送圧延プロセ
スおよび再加熱を伴なうプロセスのどちらのプロセスに
おいても優れた板形状および加工性を有する高強度熱延
鋼板、典型的には４９０〜９８０ＭＰａ級の薄鋼板を製
造することができ、その産業的価値は極めて大きい。
【図１】０．０８C−０．５１Ｓｉ−１．２０Ｍｎ−
０．０４sol.Ａｌ鋼から熱延鋼板を製造する際に、冷却
開始時間および一次冷却速度が鋼板のＴＳ×Ｅｌの値に
及ぼす影響を示すグラフ。
０．０４sol.Ａｌ鋼から熱延鋼板を製造する際に、冷却
開始時間および一次冷却速度が鋼板のＴＳ×Ｅｌの値に
及ぼす影響を示すグラフ。
フロントページの続き (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 本屋敷 洋一 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 EA06 EA11 EA15 EA16 EA17 EA19 EA27 EA28 EA31 EA32 EA35 FB07 FC07 FD01 FD02 FD03 FD04 FD08
Claims (4)
- 【請求項１】 重量％で、Ｃ：０．０４〜０．２％、Ｓ
ｉ：０．２５〜２．０％、Ｍｎ：０．５〜２．５％、Ｓ
ｏｌ．Ａｌ：０．１％以下を含有する鋼を連続鋳造後、
得られた鋼スラブを再加熱後または直接に熱間圧延する
に際し、粗圧延に引き続く仕上圧延で、最終スタンドの
圧下率を３０％未満とし、かつＡｒ３変態点〜（Ａｒ３
＋６０℃）温度範囲で仕上圧延を終了し、次いで熱間圧
延終了後１．０秒以内に冷却を開始し、（Ａｒ３−３０
℃）〜Ａｒ１変態点までの一次冷却を２００℃／ｓｅｃ
超で行ない、Ａｒ３変態点〜Ａｒ１変態点の温度領域に
おいて１０℃／ｓｅｃ以下で２秒間以上の緩冷却または
放冷を行なった後、３０℃／ｓｅｃ以上の二次冷却を経
て３００℃以下で巻き取ることを特徴とする板形状およ
び加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項２】 連続熱間仕上圧延機の入り側、または連
続熱間仕上圧延機のスタンド間で粗バーを加熱すること
を特徴とする請求項１に記載の板形状および加工性に優
れた高強度熱延鋼板の製造方法。 - 【請求項３】 さらに、重量％で、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖ，Ｚ
ｒのうち１種または２種以上を合計で０．０１〜０．２
％含有することを特徴とする請求項１または請求項２に
記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製
造方法。 - 【請求項４】 さらに、重量％で、Ｃｒ：１％以下、お
よびＭｏ：０．５％以下のうち１種または２種を含有す
ることを特徴とする請求項１ないし請求項３のいずれか
１項に記載の板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼
板の製造方法。
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|---|---|---|---|
| JP2000006633A JP4543471B2 (ja) | 2000-01-14 | 2000-01-14 | 板形状および加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| EP00962864A EP1149925B1 (en) | 1999-09-29 | 2000-09-27 | Sheet steel and method for producing sheet steel |
| PCT/JP2000/006640 WO2001023625A1 (fr) | 1999-09-29 | 2000-09-27 | Tole d'acier et son procede de fabrication |
| KR10-2001-7002777A KR100430987B1 (ko) | 1999-09-29 | 2000-09-27 | 박강판 및 박강판의 제조방법 |
| AT00962864T ATE490349T1 (de) | 1999-09-29 | 2000-09-27 | Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung |
| DE60045303T DE60045303D1 (de) | 1999-09-29 | 2000-09-27 | Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung |
| US09/838,017 US6623573B2 (en) | 1999-09-29 | 2001-04-19 | Steel sheet and method for manufacturing the same |
| US10/445,631 US6818079B2 (en) | 1999-09-19 | 2003-05-27 | Method for manufacturing a steel sheet |
| KR10-2003-0075559A KR100430983B1 (ko) | 1999-09-29 | 2003-10-28 | 박강판 및 박강판의 제조방법 |
| US10/899,642 US20050000606A1 (en) | 1999-09-29 | 2004-07-26 | Method for manufacturing a steel sheet |
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|---|---|---|---|
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|---|---|
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Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007039749A (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2009024227A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 |
| JP4875280B2 (ja) * | 2000-09-29 | 2012-02-15 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
| US11268163B2 (en) | 2016-06-21 | 2022-03-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | 980 MPa-grade hot-rolled dual-phase steel and manufacturing method therefor |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP6260198B2 (ja) * | 2013-10-29 | 2018-01-17 | 新日鐵住金株式会社 | 伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5465118A (en) * | 1977-11-04 | 1979-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high strength hot rolled steel sheet |
| JPH04246127A (ja) * | 1991-01-31 | 1992-09-02 | Nippon Steel Corp | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
| JPH04337026A (ja) * | 1991-05-10 | 1992-11-25 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH04341523A (ja) * | 1991-05-17 | 1992-11-27 | Kobe Steel Ltd | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH06508U (ja) * | 1992-05-29 | 1994-01-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延ラインにおける圧延材の加熱制御装置 |
| JPH08176723A (ja) * | 1994-12-26 | 1996-07-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| JPH10195588A (ja) * | 1996-12-27 | 1998-07-28 | Kawasaki Steel Corp | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 |
| JPH11100641A (ja) * | 1997-09-29 | 1999-04-13 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝突特性と成形性に優れる複合組織熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH11193443A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-21 | Nkk Corp | 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2000
- 2000-01-14 JP JP2000006633A patent/JP4543471B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5465118A (en) * | 1977-11-04 | 1979-05-25 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | Manufacture of high strength hot rolled steel sheet |
| JPH04246127A (ja) * | 1991-01-31 | 1992-09-02 | Nippon Steel Corp | 耐久疲労性に優れた加工用熱延高強度鋼板の製造方法 |
| JPH04337026A (ja) * | 1991-05-10 | 1992-11-25 | Kobe Steel Ltd | 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH04341523A (ja) * | 1991-05-17 | 1992-11-27 | Kobe Steel Ltd | 延性、加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法 |
| JPH06508U (ja) * | 1992-05-29 | 1994-01-11 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間圧延ラインにおける圧延材の加熱制御装置 |
| JPH08176723A (ja) * | 1994-12-26 | 1996-07-09 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝撃性に優れる自動車用熱延鋼板および冷延鋼板ならびにそれらの製造方法 |
| JPH10195588A (ja) * | 1996-12-27 | 1998-07-28 | Kawasaki Steel Corp | 成形性と耐衝突特性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法 |
| JPH11100641A (ja) * | 1997-09-29 | 1999-04-13 | Kawasaki Steel Corp | 耐衝突特性と成形性に優れる複合組織熱延鋼板およびその製造方法 |
| JPH11193443A (ja) * | 1997-12-26 | 1999-07-21 | Nkk Corp | 耐食性および疲労特性に優れた加工用高張力熱延鋼板およびその製造方法 |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4875280B2 (ja) * | 2000-09-29 | 2012-02-15 | ニューコア・コーポレーション | 薄鋼ストリップの製造 |
| JP2007039749A (ja) * | 2005-08-03 | 2007-02-15 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP4539484B2 (ja) * | 2005-08-03 | 2010-09-08 | 住友金属工業株式会社 | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP2009024227A (ja) * | 2007-07-20 | 2009-02-05 | Nippon Steel Corp | 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法 |
| US11268163B2 (en) | 2016-06-21 | 2022-03-08 | Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. | 980 MPa-grade hot-rolled dual-phase steel and manufacturing method therefor |
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