JP2014136824A - 素材スラブ、薄鋼板及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】
垂直曲げ型の連続鋳造機にて中炭素鋼(0.06%〜0.30%C)のスラブを鋳造する際、スラブの両コーナー部から80mm位置にかけてスラブ表面に生じる割れ起因する、熱延板の表面疵を防止する。
【解決手段】
質量%でC:0.06〜0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブとする。
【選択図】 図1
垂直曲げ型の連続鋳造機にて中炭素鋼(0.06%〜0.30%C)のスラブを鋳造する際、スラブの両コーナー部から80mm位置にかけてスラブ表面に生じる割れ起因する、熱延板の表面疵を防止する。
【解決手段】
質量%でC:0.06〜0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブとする。
【選択図】 図1
Description
本発明は、製品板厚が0.3〜8.0mmの自動車用部品、一般加工用等に用いられる、表面性状および加工性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板の製造方法に関するものである。
一般に熱延鋼板を製造する場合、素材となる厚さ200〜250mmのスラブを加熱炉にて高温(1200〜1300℃)に加熱し、表面に生成したスケールをスケールブーレーカーでテースケーリングした後、粗圧延にて25〜45mm厚まで薄くする。さらに、高圧水で、デスケーリングした後、仕上圧延機にて1.6〜8. 0mm厚まで圧下して圧延を終えた後、ホットランテープル上にて冷却し、コイラーにて巻取っている。
熱延コイルの表面に生成したスケールは、0.5〜3.0%程度の軽冷延(スキンパス)あるいはレベラーによりスケール層にクラックを導入した後、酸洗ラインにてスケールを除去し部材に加工される。また、熱延鋼帯を冷延により所望の板厚に加工する場合や、さらに焼鈍後部材に加工し使用される場合もある。
ところが垂直曲げ型の連続鋳造機にて中炭素鋼(0.06%〜0.30%C)のスラブを鋳造する際、スラブの両コーナー部から80mm位置にかけてスラブ表面に割れが発生する場合がある。
スラブに生じる割れが浅い場合は、熱延時の粗圧延にてデスケールされ問題とならない。しかし、比較的深い割れが発生したスラブは、粗圧延後にも割れに沿ったスケールが残存したまま熱延工程にて圧延され、数十倍以上に伸ばされることになる。その後、酸洗ラインを通板すると、表面疵(線状疵)となり表面性状や加工性が劣化する。表面疵は熱延板の両エッジ部から100mmの位置に発生しやすく、その不良部を幅落しすれば歩留低下の原因にもなる。
また、冷延工程においても熱延で発生した表面疵は、さらに伸ばされ表面性状や加工性が問題となることがある。
また、冷延工程においても熱延で発生した表面疵は、さらに伸ばされ表面性状や加工性が問題となることがある。
スラブ割れは、600℃〜900℃の脆化域でγ(オーステナイト)粒界に沿って生成するフィルム状の初析α(フェライト)相と粒界析出物が原因と言われている(非特許文献1)。
その対策として、例えば、表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法として特許文献1に提案されている手段は、熱延加工中あるいはその後の冷却時にγ相中にVNを析出させ、このVNをα相の析出核として作用させα結晶粒を微細化し靭性を向上させるものである。また、変態後のα中にもV
炭化物を析出させることで冷却時に強水冷を行わずに母材強度を高めることができる。さらには、TiNを鋼中に微細に分散させることにより、VNが均一に析出し、連鋳鋳片表面での粒界割れを抑制することができる製造方法を提案している。しかし、VNやTiNを形成させるために0.005%以上のN添加を必要としている。
その対策として、例えば、表面割れのない連続鋳造鋳片およびこの鋳片を用いた非調質高張力鋼材の製造方法として特許文献1に提案されている手段は、熱延加工中あるいはその後の冷却時にγ相中にVNを析出させ、このVNをα相の析出核として作用させα結晶粒を微細化し靭性を向上させるものである。また、変態後のα中にもV
炭化物を析出させることで冷却時に強水冷を行わずに母材強度を高めることができる。さらには、TiNを鋼中に微細に分散させることにより、VNが均一に析出し、連鋳鋳片表面での粒界割れを抑制することができる製造方法を提案している。しかし、VNやTiNを形成させるために0.005%以上のN添加を必要としている。
特許文献2では、スラブ、薄鋼板およびそれらの製造方法として、B添加鋼の高速鋳込みを行う連続鋳造方法が提案されている。これは鋼中の成分をB:0.002〜0.0060%、N:0.0065%以下、Ti:0.070%以下に規定している。特許文献2連続鋳造後のスラブ表面割れの原因は回溶Bよりもスラブ表面のγ粒界に過剰に析出したBの析出物(BN)が主な原因であり、BNの析出量を抑制させるため鋳造条件を成分に応じて制御しBとNを固溶状態で鋳込むことを提案している。またTiについては、炭化物の構成により強度を上昇させる目的で添加するとしている。
鉄と鋼, 65(1979),P56
本発明者らは中炭素鋼において、スラブに発生した割れが熱延板の表面疵になることをそれぞれの発生位置の関係から突き止め、問題解決に関して実験室検討を行い、以下の結論を得た。
高温引張試験により高温脆化挙動を調査した結果、Ti―Bの複合添加により高温脆化挙動を抑制できることがわかった。高温脆化の抑制は、Ti添加により鋼中のNをTiNとして析出させ、さらにTi、Nb、MoおよびVの炭化物や硫化物などによりγ粒が微細化されるとともに、γ粒やα粒の粒界に固溶するBによって粒界が強化されるためと考えている。実験室検討では、Ti単独やTi―Nb複合添加についても高温脆化挙動を調査したが、このようにBを添加しない場合には完全に抑制できないことが明らかになった。
その結果、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%を含有する鋼組成として連続鋳造することにより、スラブ表面に割れのない良好なスラブが得られることが確認された。
その結果、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%を含有する鋼組成として連続鋳造することにより、スラブ表面に割れのない良好なスラブが得られることが確認された。
さらに加工性について調査した結果、Cの低減と析出強化元素である余剰Tiや析出物形成元素であるNb、MoおよびVを添加し、これらの複合添加によりαの微細化が図れ加工性が向上することも確認した。
問題解決に関して実験室検討を行い以下の結論を得た。中炭素鋼のスラブ割れに対して、Ti―Bを複合添加することにより高温脆化が抑制でき、表面疵のない加工性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を提供する。
問題解決に関して実験室検討を行い以下の結論を得た。中炭素鋼のスラブ割れに対して、Ti―Bを複合添加することにより高温脆化が抑制でき、表面疵のない加工性に優れた熱延鋼板および冷延鋼板を提供する。
上記課題を解決するために、本発明は以下の構成とする。
(1)質量%でC:0.06〜0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かっTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
(2)鋼組成がさらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
(3)(1)または(2)の組成を持つ鋼を連続鋳造した後、熱延仕上入側混度をAr3点以上、巻取り温度500〜650℃を満足し、熱延鋼板の表面疵の発生がないことを特長とする表面性状および加工性に優れた薄鋼板の製造方法。
(4)質量%でC:0.06〜
0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶性Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
(5)鋼組成が、さらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
(1)質量%でC:0.06〜0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かっTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
(2)鋼組成がさらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
(3)(1)または(2)の組成を持つ鋼を連続鋳造した後、熱延仕上入側混度をAr3点以上、巻取り温度500〜650℃を満足し、熱延鋼板の表面疵の発生がないことを特長とする表面性状および加工性に優れた薄鋼板の製造方法。
(4)質量%でC:0.06〜
0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶性Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
(5)鋼組成が、さらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
本発明によれば、中炭素鋼にTi―Bを複合添加することによりスラブの表面割れを防止し、割れのない、スラブを用いて所望の仕上圧延温度、巻取り温度にて作り込むことにより、表面疵のない加工性に優れた薄鋼板を製造することができる。
以下、本発明における基材鋼の化学成分の効果、含有量限定の理由および熱延条件、冷延−焼鈍条件について、これらを個別に説明すると以下の通りである。
C:0.06〜0.30質量%
Cは材料強度を確保するために有効な元素であり0.06%未満になると十分な強度が得られない。0.30%を超えて添加すると母材の靭性、溶接性を劣化させるため0.30%以下とすることが重要である。
C:0.06〜0.30質量%
Cは材料強度を確保するために有効な元素であり0.06%未満になると十分な強度が得られない。0.30%を超えて添加すると母材の靭性、溶接性を劣化させるため0.30%以下とすることが重要である。
Si:0.04質量%以下
Siは一般に脱酸と材料強化のために添加される。Si量の増加に伴って強度は上昇するが、伸びが劣化する。また、熱延板の表面に赤スケールが発生し易くなるため0.04%以下とする。好ましくは、0.01%以下に規制する。
Siは一般に脱酸と材料強化のために添加される。Si量の増加に伴って強度は上昇するが、伸びが劣化する。また、熱延板の表面に赤スケールが発生し易くなるため0.04%以下とする。好ましくは、0.01%以下に規制する。
Mn:2.0質量%以下
Mnは強度の改善に添加される元素である。Mnによる強度改善効果はMn含有量が多いほど大きい。しかし、Mn含有量が2.0%を超えても、添加量に伴い強度は増大するものの加工性を劣化させる。
Mnは強度の改善に添加される元素である。Mnによる強度改善効果はMn含有量が多いほど大きい。しかし、Mn含有量が2.0%を超えても、添加量に伴い強度は増大するものの加工性を劣化させる。
P:0.03質量%以下
Pは高強度化に有効な合金元素であり、Pの増加にともなって強度が上昇する。しかし、0.03%を超えて添加すると、粒界脆化や偏析が起こりやすくなり加工性が劣化する。
Pは高強度化に有効な合金元素であり、Pの増加にともなって強度が上昇する。しかし、0.03%を超えて添加すると、粒界脆化や偏析が起こりやすくなり加工性が劣化する。
S:0.03質量%以下
Sは多量に含有すると冷間または熱間加工性を害するので、可能な限り少ないことが好ましいが、通常不可避的に含有される0.03%以下であれば本発明上何ら問題はない。
Sは多量に含有すると冷間または熱間加工性を害するので、可能な限り少ないことが好ましいが、通常不可避的に含有される0.03%以下であれば本発明上何ら問題はない。
Al:0.005〜0.10質量%
Alは脱酸剤として添加されるが、十分な脱酸効果を得るためには酸可溶Alとして0.005%以上の添加が必要である。Al脱酸の効果は0.10%で飽和しそれを超えて添加しでも却って鋼材のコストの上昇を招く。
Alは脱酸剤として添加されるが、十分な脱酸効果を得るためには酸可溶Alとして0.005%以上の添加が必要である。Al脱酸の効果は0.10%で飽和しそれを超えて添加しでも却って鋼材のコストの上昇を招く。
Ti:0.10質量%以下かつTi>48/14N
TiはN 、CおよびSと結合して窒化物や炭化物、硫化物等の析出物又は複合析出物を形成する。Tiは強力な窒化物形成元素であり、鋼中のN をTiNとして固定するため、粒界を強化する有効B量を確保する上で重更である。固溶Nを生じさせずNを全てTiNとして固定するため、TiはTi>48/14Nの関係を保つように添加する必要がある。
またマトリクスに分散析出した析出物は、析出強化により鋼帯を高強度化する。さらに、これらの析出物により金属組織が微細化され加工性が向上する。0.10%を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
TiはN 、CおよびSと結合して窒化物や炭化物、硫化物等の析出物又は複合析出物を形成する。Tiは強力な窒化物形成元素であり、鋼中のN をTiNとして固定するため、粒界を強化する有効B量を確保する上で重更である。固溶Nを生じさせずNを全てTiNとして固定するため、TiはTi>48/14Nの関係を保つように添加する必要がある。
またマトリクスに分散析出した析出物は、析出強化により鋼帯を高強度化する。さらに、これらの析出物により金属組織が微細化され加工性が向上する。0.10%を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
Nb:0.001〜0.10質量%、Mo:0.01〜0.50質量%、V:0.01〜0.3質量%
Nb、Mo、VはTiと類似してNやCなどの析出物を生成し、強度を上昇させる。また結晶粒を微細化させ加工性を向上させる。そのため添加量はNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%とする。上限を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
Nb、Mo、VはTiと類似してNやCなどの析出物を生成し、強度を上昇させる。また結晶粒を微細化させ加工性を向上させる。そのため添加量はNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%とする。上限を超えて添加しても、その効果は飽和するとともに製造コストの上昇を招く。
B:0.0005〜0.010質量%
Bはγ粒界やα粒界を強化し割れを抑止するために添加する。とくに連続鋳造時の脆化温度域においてスラブ表面に発生する割れを防止する。さらに熱延板や冷延板の加工性を向上させる。Bの添加量が0.0005%未満では添加効果がなく0.010%を超えると効果が飽和し経済的に不利となる。
Bはγ粒界やα粒界を強化し割れを抑止するために添加する。とくに連続鋳造時の脆化温度域においてスラブ表面に発生する割れを防止する。さらに熱延板や冷延板の加工性を向上させる。Bの添加量が0.0005%未満では添加効果がなく0.010%を超えると効果が飽和し経済的に不利となる。
N:0.006質量%以下
Nは鋼板の加工性の劣化させるため低いほど望ましい。国溶Bによる粒界を強化するためにはBNを析出させないことが重要である。またTiやNbと結合し窒化物を形成するが、N量が多くなるとTiやNbのC、Sなどの微細な析出物が減少しαの細粒化をさまたげる。好ましくは0.002%以下に規制する。
Nは鋼板の加工性の劣化させるため低いほど望ましい。国溶Bによる粒界を強化するためにはBNを析出させないことが重要である。またTiやNbと結合し窒化物を形成するが、N量が多くなるとTiやNbのC、Sなどの微細な析出物が減少しαの細粒化をさまたげる。好ましくは0.002%以下に規制する。
熱延仕上出側温度:Ar3点〜+30℃
熱延仕上出側温度はAr3点〜+30℃とする。仕上出側温度が高くなると結晶粒径が粗大化し加工性が劣化する。一方、仕上出側温度がAr3点以下では、2相(γ+α)域圧延となり表層部のフェライト粒が粗大化し加工性が劣化するとともに表面肌荒れの原因となる。
熱延仕上出側温度はAr3点〜+30℃とする。仕上出側温度が高くなると結晶粒径が粗大化し加工性が劣化する。一方、仕上出側温度がAr3点以下では、2相(γ+α)域圧延となり表層部のフェライト粒が粗大化し加工性が劣化するとともに表面肌荒れの原因となる。
巻取り温度:500〜650℃
巻取り温度が低くなると機械的特性が劣化する。とくに伸びの低下により加工性が悪くなることから下限を500℃以上とした。上限は、フェライト粒や炭化物の成長により引張特性や加工性を劣化させることから650℃以下とする。好ましくは520℃〜590℃に規制する。
巻取り温度が低くなると機械的特性が劣化する。とくに伸びの低下により加工性が悪くなることから下限を500℃以上とした。上限は、フェライト粒や炭化物の成長により引張特性や加工性を劣化させることから650℃以下とする。好ましくは520℃〜590℃に規制する。
冷延焼鈍条件:冷延率30〜70%、焼鈍温度:750〜850℃ 、焼鈍時間:50秒〜300秒
熱延鋼板を酸洗後、冷延率30〜70%にて冷間圧延を行い、厚さ0.3〜2.0mmの冷延鋼板とする。その後、連続焼鈍ラインにて焼鈍温度:750〜850℃
、焼鈍時間:50秒〜300秒にて通板する。焼鈍温度が低い場合や焼鈍時聞が短い場合、炭化物の溶け込みが不十分となり延性を劣化させる。
熱延鋼板を酸洗後、冷延率30〜70%にて冷間圧延を行い、厚さ0.3〜2.0mmの冷延鋼板とする。その後、連続焼鈍ラインにて焼鈍温度:750〜850℃
、焼鈍時間:50秒〜300秒にて通板する。焼鈍温度が低い場合や焼鈍時聞が短い場合、炭化物の溶け込みが不十分となり延性を劣化させる。
表1に示す成分の鋼を真空溶解炉にて溶製し、鍛造にて板厚30mmの鍛造材を作製した。鍛造材から高温引張試験片を作製し高温脆化挙動を調査した。
高温引張試験は、試験片を1300℃に30秒加熱した後、1050℃に120秒で冷却したのち、さらに各試験温度まで660秒かけ除冷した後、引張ひずみ速度0.001/秒で試験した。
高温引張試験は、試験片を1300℃に30秒加熱した後、1050℃に120秒で冷却したのち、さらに各試験温度まで660秒かけ除冷した後、引張ひずみ速度0.001/秒で試験した。
熱間圧延にて板厚5.0mmtの熱延板を作製した。熱延は鍛造材から切出した試験片を1250℃の加熱炉に90分間挿入した後、熱延機にて圧延を行った。その時の仕上圧延機入側温度は約885℃
、巻取り温度は520℃〜620℃とした。得られた熱延板のエッジ部から、圧延方向と平行にJ1S5号引張試験片を採取した。また、穴拡げ試験片の寸法は、150長×150幅/mmとし、引張試験と穴拡げ試験を実施した。
、巻取り温度は520℃〜620℃とした。得られた熱延板のエッジ部から、圧延方向と平行にJ1S5号引張試験片を採取した。また、穴拡げ試験片の寸法は、150長×150幅/mmとし、引張試験と穴拡げ試験を実施した。
さらに、厚さ3.0mmの熱延板を冷延にて1.6mm(冷延率:47%)、にした後、焼鈍温度750〜800℃
、焼鈍時間:85sにて焼鈍した。得られた冷延抜のエッジ部から、圧延方向と平行にJIS5号引張試験片を採取した。JIS3号曲げ試験片は、圧延方向と直角に採取し、引張試験と曲げ試験を実施した。
・表2に高温引張試験結果:と熱延鋼板の表面肌判定結果を示す。
、焼鈍時間:85sにて焼鈍した。得られた冷延抜のエッジ部から、圧延方向と平行にJIS5号引張試験片を採取した。JIS3号曲げ試験片は、圧延方向と直角に採取し、引張試験と曲げ試験を実施した。
・表2に高温引張試験結果:と熱延鋼板の表面肌判定結果を示す。
鋼種No.1〜No.6のTi―Bを添加しているものや析出物形成元素を含むものについては、RA(断面収縮率)がほぼ100%を示し脆化領域はなかった。したがって、熱延延鋼板や冷延鋼板のエッジに表面疵は認められなかった。
一方、No.7のTi―Bを添加しないものについては、RAが著しく低下した。また、Ti単独添加のものやTi―Nbを添加したものは、RAの改善が認められたがエッジ部に表面疵が発生する場合もあった。
さらに、No.10、No.11のC添加量が0.15%と高いものについては、RAが著しく低下しエッジ部に表面疵が発生した。
表3に熱延条件と機械的特性を示す。
一方、No.7のTi―Bを添加しないものについては、RAが著しく低下した。また、Ti単独添加のものやTi―Nbを添加したものは、RAの改善が認められたがエッジ部に表面疵が発生する場合もあった。
さらに、No.10、No.11のC添加量が0.15%と高いものについては、RAが著しく低下しエッジ部に表面疵が発生した。
表3に熱延条件と機械的特性を示す。
鋼種No.1〜No.6については良好な加工性を示した。No.7〜No.9についてもやや良好な加工性を示しているが、表面疵やスケールの噛み込みが原因と思われる割れが発生した。さらに、No.10、No.11のC添加量が0.15%と高いものについては加工性が著しく低下した。
・表4には冷延鋼板の引張特性と曲げ試験結果を示す。
・表4には冷延鋼板の引張特性と曲げ試験結果を示す。
鋼種No.1〜No.5のTi―Bを添加しているものについては、良好な曲げ性を示した。No.6〜No.10については、表面疵やスケールの噛み込みが原因と思われる、割れが発生し曲げ性が劣化した。
Claims (5)
- 質量%でC:0.06〜0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
- 鋼組成がさらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ連続鋳造スラブ。
- 請求項1または2の組成を持つ鋼を連続鋳造した後、熱延仕上入側混度をAr3点以上、巻取り温度500〜650℃を満足し、熱延鋼板の表面疵の発生がないことを特長とする表面性状および加工性に優れた薄鋼板の製造方法。
- 質量%でC:0.06〜
0.30%、Si:0.04%以下、Mn:0. 10〜2.0%、P:0.03%以下、S:0.03%以下、酸可溶性Al:0.005〜0.10%、Ti:0.001〜0.10%、B:0.0005〜0.005%、N:0.006%以下を含有し、かつTi>48/14Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。 - 鋼組成が、さらに質量%でNb:0.001〜0.10%、Mo:0.01〜0.50%、V:0.01〜0.3%の一種又は二種以上を含有し、かつTi>48/32Nで残部がFeおよび不可避的不純物の鋼組成を持つ薄鋼板。
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JP2013006637A JP2014136824A (ja) | 2013-01-17 | 2013-01-17 | 素材スラブ、薄鋼板及びその製造方法 |
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JP2013006637A JP2014136824A (ja) | 2013-01-17 | 2013-01-17 | 素材スラブ、薄鋼板及びその製造方法 |
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JP (1) | JP2014136824A (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2023190867A1 (ja) * | 2022-03-30 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | 鋼部材及び鋼板 |
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2013
- 2013-01-17 JP JP2013006637A patent/JP2014136824A/ja active Pending
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WO2023190867A1 (ja) * | 2022-03-30 | 2023-10-05 | 日本製鉄株式会社 | 鋼部材及び鋼板 |
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