JPWO2013099206A1 - 熱延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
熱延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2013099206A1 JPWO2013099206A1 JP2013551233A JP2013551233A JPWO2013099206A1 JP WO2013099206 A1 JPWO2013099206 A1 JP WO2013099206A1 JP 2013551233 A JP2013551233 A JP 2013551233A JP 2013551233 A JP2013551233 A JP 2013551233A JP WO2013099206 A1 JPWO2013099206 A1 JP WO2013099206A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- less
- steel sheet
- rolled steel
- rolling
- 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.)
- Granted
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/007—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silver
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
- C21D2211/005—Ferrite
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
Abstract
Description
以上の理由により、引張強さが850MPa以上の高強度熱延鋼板を自動車部材等に適用するうえでは、機械的特性の異方性が小さい高強度熱延鋼板を工業的かつ安定的に生産する技術の開発が必須となる。
例えば、特許文献1では、鋼板組成を質量%で、C:0.02〜0.08%、Si:0.01〜1.50%、Mn:0.1〜1.5%、Ti:0.03〜0.06%を含有し、P:0.1%以下、S:0.005%以下、Al:0.5%以下、N:0.009%以下に制限し、更に、Nb、Mo、Vの含有量の合計を0.01%以下に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、C量に対するTi量の比がTi/C:0.375〜1.6である組成とし、結晶粒内のTiC析出物の平均直径を0.8〜3nm、平均個数密度を1×1017[個/cm3]以上とする技術が提案されている。そして、特許文献1で提案された技術によると、炭化物形成能が最も高いTiを効率的に析出強化(precipitation strengthening)に利用することで、合金元素の添加に起因する加工性低下が抑制された引張強度:540〜650MPaの省合金型高強度熱延鋼板が得られるとされている。
本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、850MPa以上の引張強さを有し、しかも引張強さ、全伸び(total elongation)として評価される機械的特性の異方性を低減させ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。
[1]鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.055%以上0.15%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:1.3%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.14%以上0.30%以下
を、C、S、NおよびTiが下記(1)式を満足するように含有し、不純物であるNb、BをNb:0.03%未満、B:0.0005%未満に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度T(℃)を1150℃以上であり且つ下記(2)式を満足する温度とし、前記鋼素材が1150℃以上の温度域に滞留する時間を15分以上とし、
前記熱間圧延の980℃以下の温度域での合計圧下率を40%以下とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、
前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上200℃/s以下とし、
前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上680℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
[Ti*] < 10{-7000/(T+273)+2.75}/[C] ・・・ (2)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]−1.5×[S]
T:鋼素材の加熱温度(℃)
([C]、[S]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
[2]前記組成に加えてさらに、質量%でV:0.30%以下を含有する、[1]に記載の熱延鋼板の製造方法。
[3]前記組成に加えてさらに、質量%でW:1.0%以下、Mo:0.5%以下のいずれか1種以上を含有する、[1]に記載の熱延鋼板の製造方法。
[4]前記組成に加えてさらに、質量%でW:1.0%以下、Mo:0.5%以下のいずれか1種以上を含有する、[2]に記載の熱延鋼板の製造方法。
[5]前記組成に加えてさらに、質量%で、Sb、Cu、Ni、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有する、[1]ないし[4]のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
[6][1]ないし[5]のいずれかの方法により製造された高強度熱延鋼板であって、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が8μm以下、該フェライト相の結晶粒のアスペクト比が3.5以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上である、熱延鋼板。
[7]鋼板表面にめっき層を有する、[6]に記載の熱延鋼板。
[8]前記めっき層が亜鉛めっき層である、[7]に記載の熱延鋼板。
[9]前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である、[8]に記載の熱延鋼板。
[10]前記熱延鋼板の引張強さの異方性が30MPa以下である[6]ないし[9]に記載の熱延鋼板。
上記引張強さの異方性は、C方向の引張強さからL方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値として定義される。
[11]前記熱延鋼板の全伸びの異方性が2%以下である[6]ないし[10]に記載の熱延鋼板。
上記全伸びの異方性は、C方向の全伸びからL方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義される。
まず、鋼素材の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す%は、特に断らない限り質量%(mass%)を意味するものとする。
Cは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において、鋼のオーステナイト→フェライト変態前にはフェライト変態を抑制することで高温域での炭化物の析出・粗大化を抑制し、炭化物を微細化する効果を有する。また、オーステナイト→フェライト変態後には後述するTi、或いは更にW、Mo、Vと結合し炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちCは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。
C含有量が0.055%未満では、熱間圧延終了後の冷却過程において、高温域で鋼のオーステナイト→フェライト変態が生じ、炭化物の粗大化を抑制することができず、所望の強度(引張強さ:850MPa以上)を有する熱延鋼板が得られない。また、C含有量が0.055%未満では、フェライト相の結晶粒内に析出する炭化物の析出量が不十分となり、所望の鋼板強度が得られない。したがって、本発明では、C含有量を0.055%以上とする。好ましくは0.06%以上である。一方、C含有量が0.15%を超えると、鋼素材中に粗大なTi炭化物が形成される。そして、熱延鋼板を製造する工程の鋼素材再加熱時に粗大なTi炭化物を溶解しきれなくなり、最終的に得られる熱延鋼板に粗大なTi炭化物が残存してしまう。このように粗大なTi炭化物が残存すると、強度上昇に担う微細なTi炭化物の析出量が減少することで熱延鋼板の強度が急落する。また、鋼素材中に粗大なTi炭化物が存在すると、熱間圧延時においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を大きくさせることとなる。したがって、C含有量は0.15%以下とする。好ましくは0.13%以下である。
Siは、延性(伸び)低下をもたらすことなく鋼板強度を向上させる有効な元素として、従来の高強度鋼板では積極的に含有されている。しかしながら、Siは、熱延鋼板製造時、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する元素である。したがって、本発明ではSi含有量を極力低減することが望ましいが、0.2%までは許容できるため、Si含有量の上限を0.2%とする。好ましくは0.09%以下である。なお、Si含有量は不純物レベルまで低減してもよいし、ゼロであっても問題ない。
Mnは、固溶強化元素であり、Siと同様、従来の高強度鋼板では積極的に含有されているが、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する元素である。したがって、本発明ではMn含有量を極力低減することが望ましいが、1.3%までは許容できるため、Mn含有量の上限を1.3%とする。好ましくは0.5%未満であり、この範囲ではより機械的特性の異方性が改善される。但し、Mn含有量を極端に低減するとフェライト変態温度(変態点)が上昇し、熱延鋼板製造時、仕上げ圧延終了後の冷却過程でオーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物が高温に晒されることとなる。そして、このように炭化物が高温に晒されると炭化物は短時間で粗大化するため、最終的に得られる熱延鋼板の強度が低下する。このような観点から、Mn含有量は0.1%以上とすることが好ましい。
Pは、熱間圧延時、オーステナイト粒内に導入された転位に偏析して再結晶を阻害し、熱延鋼板の機械的特性の異方性を助長する。したがって、本発明ではP含有量も極力低減することが望ましいが、0.03%までは許容できるため、P含有量を0.03%以下とする。好ましくは0.02%以下である。P含有量はゼロであっても問題ない。
Sは、Mnと結合して鋼素材中に軟質な硫化物を形成する。この軟質な硫化物は、熱延鋼板製造時、熱間圧延中に楔状に引き延ばされ、熱延鋼板の圧延方向から垂直方向に対する延性を低下させる要因となる。したがって、本発明では、S含有量を極力低減することが望ましく、0.007%以下とする。好ましくは0.004%以下である。S含有量はゼロであっても問題はない。
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.01%以上含有することが望ましい。しかしながら、Alは鋼中で介在物を形成して熱間圧延工程におけるオーステナイト粒の再結晶を阻害する元素でもあり、Al含有量が0.1%を越えると再結晶への悪影響が顕在化する。したがって、Al含有量は0.1%以下とする。好ましくは0.07%以下である。
Nは、製鋼の段階で炭化物形成元素であるTiと結合して粗大な窒化物を形成し、微細な炭化物の形成を阻害するため鋼板強度を著しく低下させる。また、粗大な窒化物は、熱延鋼板製造時、熱間圧延工程においてオーステナイト粒の再結晶を著しく阻害する。したがってN含有量は極力低減することが好ましく、0.01%以下とする。好ましくは0.006%以下である。N含有量はゼロであっても問題はない。
Tiは、Cと同様、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において、鋼のオーステナイト→フェライト変態前にはフェライト変態の進行を遅らせることで高温域での炭化物の析出・粗大化を抑制し、炭化物を微細化する効果を有する。また、オーステナイト→フェライト変態後にはCと結合し、炭化物として鋼板中に微細分散する。すなわちTiは、微細な炭化物を形成してフェライト組織を著しく強化させる元素であり、熱延鋼板を強化するうえで必須の元素である。引張強さが850MPa以上である熱延鋼板を得るためには、Ti含有量を0.14%以上とする必要がある。一方、Ti含有量が0.30%を超えると、熱延鋼板製造時、熱間圧延前の鋼素材再加熱時に粗大なTi炭化物が完全に溶解せずに残存し、熱間圧延時にオーステナイト粒の再結晶が著しく遅延する要因となる。したがって、Ti含有量は0.30%以下とする必要がある。好ましくは0.28%以下である。
なお、鋼板強度は炭化物の体積分率に比例するため、Ti含有量の80%以上を炭化物として析出させて固溶Tiを抑制することが好ましい。Ti含有量の80%以上を炭化物として析出させるには、オーステナイト→フェライト変態温度を調整することで達成される。この温度は、化学成分と熱延条件で調整できる。
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]−1.5×[S]
([C]、[S]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
上記(1)式は、熱延鋼板の引張強さを850MPa以上とするために満足すべき要件であり、本発明において重要な指標である。
Vは、CおよびTiと結合して炭化物を形成し、熱延鋼板の更なる強化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、V含有量を0.005%以上とすることが好ましい。一方、Vは、Tiと比べて炭化物形成能が低く、固溶状態(固溶V)として残存し易いが、この固溶Vは炭化物を粗大化させて鋼板強度を低下させる要因となる。V含有量が0.30%を超えると、固溶Vが過剰となり、鋼板強度を低下させる悪影響が顕在化することから、V含有量は0.30%以下とすることが好ましい。より好ましくは0.26%以下、さらに好ましくは0.15%以下である。
Vと同様にW、Moは、TiおよびCと結合して複合炭化物を形成し、熱延鋼板の更なる強化に寄与する元素である。また、W、Moは、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却過程において鋼のオーステナイト→フェライト変態の進行を遅らせる効果を有するため、熱延鋼板の製造を安定化させるうえでも有効な元素である。これらの効果を得るためには、W含有量を0.01%以上、Mo含有量を0.01%以上とすることが好ましい。一方、W含有量が1.0%超、Mo含有量が0.5%超になると、熱延鋼板製造時、熱間圧延終了後の冷却工程に続くコイル巻取り時に鋼のオーステナイト→フェライト変態が完了せず、実質的にフェライト単相組織(面積率95%以上のフェライト相)の熱延鋼板が得られなくなるおそれがある。その結果、上記オーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物の量が減少するため、熱延鋼板強度の著しい低下が懸念される。したがって、W含有量は1.0%以下、Mo含有量は0.5%以下とすることが好ましい。また、W含有量は0.01%以上0.5%以下、Mo含有量は0.01%以上0.3%以下とすることがより好ましい。
Nbは、熱間圧延時、オーステナイト粒の転位上に偏析し、その再結晶の進行を阻害する元素である。したがって、熱延鋼板の機械的特性の異方性を抑制するには、Nb含有量を0.03%未満にまで低減する必要がある。より好ましくは0.02%未満である。なお、本発明においてNbは不純物であることから、その含有量をゼロとすることが最も好ましい。
Bは、熱間圧延時、オーステナイト粒の粒界および転位上に偏析して再結晶の進行を阻害するばかりか、オーステナイト粒の再結晶温度を著しく上昇させるため、圧延中でのひずみエネルギーを蓄積させ易い元素である。オーステナイト粒が未再結晶の状態から変態した熱延鋼板のフェライト粒は圧延方向に伸展し、機械的特性の異方性を顕著に増大させる。上記観点から、Bは0.0005%未満にまで低減する必要がある。より好ましくは0.0003%未満である。なお、本発明においてBは不純物であることから、その含有量をゼロとすることが最も好ましい。
本発明において、鋼の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて2次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ(鋼素材)とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。
上記の如く得られた鋼素材(鋼スラブ)に、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。鋼素材の加熱温度が1150℃を下回ると、粗大なTi炭化物が溶解しないため、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程で微細分散する炭化物の量が減じることとなり、最終的に得られる熱延鋼板の強度が著しく低下する。したがって、鋼素材を、最高到達温度が1150℃以上となるように加熱する。好ましくは1200℃以上である。
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]−1.5×[S]
T:鋼素材の加熱温度(℃)
([C]、[S]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%))
本発明においては、粗圧延前の鋼素材の加熱温度T(℃)を、1150℃以上にするとともに上記(2)式を満足する温度とする。
粗圧延前の鋼素材を1150℃以上の温度域で加熱しても、1150℃以上の温度域での鋼素材の滞留時間が15分を下回ると、粗大なTi炭化物を溶解しきれない。したがって、1150℃以上の温度域での鋼素材の滞留時間を15分以上とする。好ましくは20分以上である。滞留時間の上限をとくに定める必要は無いが、生産効率の観点から、滞留時間を30時間以下とすることが好ましい。
以上のように加熱された鋼素材に、所定条件の熱間圧延を施す。
上記した組成を有する本発明の鋼素材を、980℃未満の温度域で圧延すると、オーステナイト粒の再結晶の進行が遅くなり、オーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積量が大きくなる。その結果、熱間圧延終了後の冷却過程において等軸に近いフェライト粒が得られなくなり、熱延鋼板の機械的特性の異方性が増大する。また、熱間圧延終了後の冷却過程における鋼のオーステナイト→フェライト変態の駆動力が上昇し、フェライト変態が高温で開始するため、炭化物が粗大化して熱延鋼板強度が低下する。
仕上げ圧延温度が880℃を下回ると、オーステナイト粒へのひずみエネルギーの蓄積が顕著になり、これに伴い熱延鋼板の機械的特性の異方性や強度に関する諸問題が顕在化する。したがって、仕上げ圧延温度は880℃以上とする。好ましくは890℃以上である。仕上げ圧延温度の上限は特に定める必要はないが、熱間圧延前の加熱温度、圧延通板速度、鋼板板厚などにより自ずと決定される。このため、実質的には仕上げ圧延温度の上限は1000℃である。
上記した組成を有する本発明の鋼素材は、フェライト変態点が高いため、仕上げ圧延後直ちに冷却しなければ高温でオーステナイト→フェライト変態が開始してしまい、炭化物が粗大化することとなる。したがって、本発明では、熱間圧延終了後速やかに強制冷却を開始する必要があり、仕上げ圧延終了後、少なくとも3s以内に冷却を開始する。好ましくは2s以内である。
仕上げ圧延終了後に続く強制冷却の平均冷却速度が40℃/s未満では、高温でオーステナイト→フェライト変態が開始し、微細な炭化物が得られず熱延鋼板強度が低下する。一方、上記平均冷却速度が200℃/sを超えると、冷却停止温度が安定せず、マルテンサイト相やベイナイト相が混在した組織となり、実質的にフェライト単相組織(面積率95%以上のフェライト相)の熱延鋼板が得られない。その結果、熱間圧延終了後の冷却・巻取り工程においてオーステナイト→フェライト変態と同時に析出する炭化物の量が減少し、熱延鋼板の引張強さが850MPaに達しない。したがって、仕上げ圧延終了後に続く強制冷却の平均冷却速度は200℃/s以下とする必要がある。好ましくは50℃/s以上150℃/s以下である。なお、平均冷却速度は、強制冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度である。強制冷却停止後は空冷だけであるので、鋼板の温度がほとんど低下せずに鋼板は巻き取られる。通常は冷却停止温度は巻取り温度+5〜10℃程度に設定される。
上記のとおり、低い温度域ではフェライト相の結晶粒内に炭化物を微細かつ多量に析出させることができる。このような観点からは、巻取り温度(およびオーステナイト→フェライト変態点)を低くすることが好ましいが、巻取り温度が500℃を下回ると、元素の拡散が遅くなる結果、十分な析出量の炭化物が得られない。一方、巻取り温度(およびオーステナイト→フェライト変態点)が680℃を超えると、オーステナイト→フェライト変態とほぼ同時に析出した炭化物が粗大化し、熱延鋼板強度が低下する。また、最終的に得られる熱延鋼板のフェライト相の平均結晶粒径が粗大化し、熱延鋼板強度が低下する。したがって、巻取り温度の範囲は500℃以上680℃以下とする必要がある。好ましくは550℃以上660℃以下である。
めっき層の付着方法としては、例えば、めっき浴に鋼板を浸漬して引き上げる方法などが挙げられる。合金化処理方法としては、例えば、めっき処理後にガス炉など、鋼板表面を加熱することができる炉内で行う方法などが挙げられる。
次に、本発明高強度熱延鋼板の組織の限定理由について説明する。
先述のとおり、本発明では、Ti等の炭化物形成元素を所定量含有する鋼素材を、オーステナイト単相域に加熱したのち熱間圧延を施し、熱間圧延終了後のオーステナイト→フェライト変態と同時に炭化物を微細かつ多量に析出させることで、熱延鋼板強度の向上を図る。また、引張強さ850MPa以上の熱延鋼板を得るためには、鋼素材中のTiのほぼ全量を微細な炭化物として析出させる必要がある。ここで、鋼板強度に寄与する炭化物は上記オーステナイト→フェライト変態に伴い析出することから、鋼素材中のTiのほぼ全量を微細な炭化物として析出させるためには上記オーステナイト→フェライト変態を促進し、最終的に得られる熱延鋼板のフェライト相の面積率を大きくすることが望ましい。
フェライト平均結晶粒径が8μmを上回ると、結晶粒微細化強化による強化量が低下し、引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板が得られなくなるうえ、混粒組織となることから機械的特性にばらつきが生じ、異方性も増大する。よって、平均結晶粒径を8μm以下とする。好ましくは6μm未満である。
フェライト相の結晶粒が伸展した熱延鋼板組織になると、熱延鋼板に外力を負荷した際、フェライト相の結晶粒自体の回転や変形が外力を与えた方向で不均一になるため、熱延鋼板の機械的特性の異方性が増大する。以上の理由により、熱延鋼板の機械的特性の異方性を小さくする観点から等軸のフェライト粒であることが望ましい。上記アスペクト比が3.5を超えると、熱延鋼板の機械的特性の異方性が大きくなり、このような熱延鋼板をプレス加工するとプレス加工時に予期せぬ割れが発生する等、様々な支障をきたす。したがって、フェライト相の結晶粒のアスペクト比は3.5以下とする。好ましくは2.5以下である。
フェライト相の結晶粒内に微細析出する炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にV炭化物、W炭化物、Mo炭化物、TiとV、W、Moの複合炭化物が挙げられる。なお、これらの炭化物の多くは、熱延鋼板製造工程における仕上げ圧延終了後の冷却・巻取り工程で、オーステナイト→フェライト変態と同時に相界面析出する炭化物である。
本発明鋼では、前記したTi等の炭化物を微細に分散させることにより強化を図っている。炭化物が粗大化すると、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物は微細化するほど鋼板は高強度化する。引張強さ850MPa以上の高強度熱延鋼板を得るには、上記炭化物の平均粒子径を10nm未満とする必要がある。好ましくは6nm以下である。
なお、鋼板No.3〜9、18〜23を除き、巻き取りまでの冷却中にオーステナイトからフェライトへの変態は生じていないことを、別途確認している。
フェライト相の面積率は以下の手法により評価した。圧延方向に平行な断面の板厚中心部について、5%ナイタールによる腐食現出組織を走査型光学顕微鏡で400倍に拡大して10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織である。また、ポリゴナルフェライト、ベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトおよびグラニュラーフェライトをフェライトとして面積率や粒径を求めた。フェライト相の面積率は画像解析によりフェライト相とベイナイトやマルテンサイト等のフェライト相以外を分離し、観察視野に対するフェライト相の面積率によって求めた。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。
フェライト相の結晶粒のアスペクト比は、上記と同様に熱延鋼板のL方向断面で、L方向に平行な直線がフェライト粒界を切る平均長さに対するL方向に垂直な直線がフェライト粒界を切る平均長さの比率を求めた。
得られた熱延鋼板から、JIS 5号引張試験片を、鋼板面内で圧延方向と直交する方向(C方向)、および圧延方向と平行な方向(L方向)を試験片長手方向として採取し、C方向およびL方向についてJIS Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験をそれぞれ5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。機械的特性の異方性は、C方向の引張強さからL方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値、あるいはC方向の全伸びからL方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義した。機械的特性の異方性の評価としては、上記引張強さの差分の絶対値(ΔTS)が30MPa以下であり、且つ上記全伸びの差分の絶対値(ΔEL)が2%以下であるものを「良好」、それ以外のものを「不良」とした。
得られた結果を表3に示す。
Claims (11)
- 鋼素材を加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延鋼板とするにあたり、
前記鋼素材を、質量%で、
C :0.055%以上0.15%以下、 Si:0.2%以下、
Mn:1.3%以下、 P :0.03%以下、
S :0.007%以下、 Al:0.1%以下、
N :0.01%以下、 Ti:0.14%以上0.30%以下
を、C、S、NおよびTiが下記(1)式を満足するように含有し、不純物であるNb、BをNb:0.03%未満、B:0.0005%未満に制限し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記加熱の加熱温度T(℃)を1150℃以上であり且つ下記(2)式を満足する温度とし、前記鋼素材が1150℃以上の温度域に滞留する時間を15分以上とし、
前記熱間圧延の980℃以下の温度域での合計圧下率を40%以下とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、
前記冷却を仕上げ圧延終了後3秒以内に開始し、前記冷却の平均冷却速度を40℃/s以上200℃/s以下とし、
前記巻き取りの巻取り温度を500℃以上680℃以下とする熱延鋼板の製造方法。
記
1.0 ≦ ([C]/12)/([Ti*]/48) ・・・ (1)
[Ti*] < 10{-7000/(T+273)+2.75}/[C] ・・・ (2)
但し、[Ti*]=[Ti]−3.4×[N]−1.5×[S]
T:鋼素材の加熱温度(℃)
([C]、[S]、[N]、[Ti]:各元素の含有量(質量%)) - 前記組成に加えてさらに、質量%でV:0.30%以下を含有する、請求項1に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でW:1.0%以下、Mo:0.5%以下のいずれか1種以上を含有する、請求項1に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%でW:1.0%以下、Mo:0.5%以下のいずれか1種以上を含有する、請求項2に記載の熱延鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量%で、Sb、Cu、Ni、Sn、Cr、Ca、REM、Mg、Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Srのうちの1種以上を合計で1.0%以下含有する、請求項1ないし4のいずれかに記載の熱延鋼板の製造方法。
- 請求項1ないし5のいずれかの方法により製造された高強度熱延鋼板であって、フェライト相の面積率が95%以上、該フェライト相の平均結晶粒径が8μm以下、該フェライト相の結晶粒のアスペクト比が3.5以下であり、前記フェライト相の結晶粒内の炭化物平均粒子径が10nm未満である組織を有し、引張強さが850MPa以上である、熱延鋼板。
- 鋼板表面にめっき層を有する、請求項6に記載の熱延鋼板。
- 前記めっき層が亜鉛めっき層である、請求項7に記載の熱延鋼板。
- 前記めっき層が合金化亜鉛めっき層である、請求項7に記載の熱延鋼板。
- 前記熱延鋼板の引張強さの異方性が30MPa以下である請求項6ないし9に記載の熱延鋼板。
上記引張強さの異方性は、C方向の引張強さからL方向の引張強さを差し引いた差分の絶対値として定義される。 - 前記熱延鋼板の全伸びの異方性が2%以下である請求項6ないし9に記載の熱延鋼板。
上記全伸びの異方性は、C方向の全伸びからL方向の全伸びを差し引いた差分の絶対値として定義される。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2013551233A JP5610094B2 (ja) | 2011-12-27 | 2012-12-25 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011285774 | 2011-12-27 | ||
JP2011285774 | 2011-12-27 | ||
PCT/JP2012/008239 WO2013099206A1 (ja) | 2011-12-27 | 2012-12-25 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2013551233A JP5610094B2 (ja) | 2011-12-27 | 2012-12-25 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5610094B2 JP5610094B2 (ja) | 2014-10-22 |
JPWO2013099206A1 true JPWO2013099206A1 (ja) | 2015-04-30 |
Family
ID=48696747
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2013551233A Active JP5610094B2 (ja) | 2011-12-27 | 2012-12-25 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (7)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US9534271B2 (ja) |
EP (1) | EP2799562B1 (ja) |
JP (1) | JP5610094B2 (ja) |
KR (1) | KR101630550B1 (ja) |
CN (1) | CN104011234B (ja) |
IN (1) | IN2014KN01251A (ja) |
WO (1) | WO2013099206A1 (ja) |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109112279A (zh) * | 2018-09-26 | 2019-01-01 | 武汉钢铁有限公司 | 800MPa级簇团强化型钢板及制备方法 |
Families Citing this family (62)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US10301698B2 (en) | 2012-01-31 | 2019-05-28 | Jfe Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet for generator rim and method for manufacturing the same |
JP5637225B2 (ja) * | 2013-01-31 | 2014-12-10 | Jfeスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP5821864B2 (ja) * | 2013-01-31 | 2015-11-24 | Jfeスチール株式会社 | バーリング加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP6036617B2 (ja) * | 2013-09-10 | 2016-11-30 | Jfeスチール株式会社 | 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
CN104195462B (zh) * | 2014-07-24 | 2017-09-08 | 和县科嘉阀门铸造有限公司 | 一种超高强度铸钢 |
CN104195445A (zh) * | 2014-09-02 | 2014-12-10 | 青岛永通电梯工程有限公司 | 一种合金钢 |
DE102014017274A1 (de) * | 2014-11-18 | 2016-05-19 | Salzgitter Flachstahl Gmbh | Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl |
WO2016103535A1 (ja) * | 2014-12-22 | 2016-06-30 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
KR101657835B1 (ko) * | 2014-12-24 | 2016-09-20 | 주식회사 포스코 | 프레스 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법 |
PL3260565T3 (pl) | 2015-02-20 | 2019-12-31 | Nippon Steel Corporation | Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco |
WO2016132549A1 (ja) | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
ES2769224T3 (es) | 2015-02-25 | 2020-06-25 | Nippon Steel Corp | Chapa de acero laminada en caliente |
WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
US10494693B2 (en) * | 2015-03-25 | 2019-12-03 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for producing the same |
CN107709593B (zh) * | 2015-05-29 | 2020-01-14 | 杰富意钢铁株式会社 | 热轧钢板、全硬冷轧钢板和热轧钢板的制造方法 |
CN104962812B (zh) * | 2015-07-16 | 2017-03-08 | 武汉钢铁(集团)公司 | 具有良好板形的热连轧桥壳钢及其制造方法 |
CN106436697A (zh) * | 2015-08-13 | 2017-02-22 | 江鹏财 | 一种路桥用混凝土管桩 |
KR102084867B1 (ko) * | 2015-08-19 | 2020-03-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
WO2017029815A1 (ja) * | 2015-08-19 | 2017-02-23 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
CN105401096A (zh) * | 2015-11-13 | 2016-03-16 | 太仓旺美模具有限公司 | 一种高硬度耐热金属材料 |
CN105385960A (zh) * | 2015-11-26 | 2016-03-09 | 佛山市高明区杨和金属材料专业镇技术创新中心 | 一种热轧板的生产工艺 |
CN105568181A (zh) * | 2015-12-15 | 2016-05-11 | 常熟市强盛电力设备有限责任公司 | 风力发电机组机舱座 |
CN105349912A (zh) * | 2015-12-16 | 2016-02-24 | 常熟市凯波冶金建材机械设备厂 | 燃气轮机用轴承座 |
CN105369164A (zh) * | 2015-12-24 | 2016-03-02 | 常熟市新冶机械制造有限公司 | 线材轧机用锥套 |
CN105438637A (zh) * | 2015-12-24 | 2016-03-30 | 常熟市新冶机械制造有限公司 | 摩根线材打捆机 |
CN105543724A (zh) * | 2015-12-24 | 2016-05-04 | 常熟市新冶机械制造有限公司 | 液压元件 |
CN105506516A (zh) * | 2015-12-24 | 2016-04-20 | 常熟市新冶机械制造有限公司 | 密封元件 |
CN105543659A (zh) * | 2015-12-28 | 2016-05-04 | 常熟市双灵船舶设备有限公司 | 船用双轮滑车 |
CN105543717A (zh) * | 2016-01-12 | 2016-05-04 | 杭州科技职业技术学院 | 一种用于汽车制动泵活塞的合金材料及制备方法 |
CN107310218B (zh) * | 2016-04-26 | 2019-03-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种复合防弹钢板及其制造方法 |
CN107310219B (zh) * | 2016-04-26 | 2019-03-29 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种冷弯加工性能优良的防弹钢板及其制造方法 |
CN105821350A (zh) * | 2016-06-21 | 2016-08-03 | 泉州市惠安闽投商贸有限公司 | 一种海洋钻井平台高压泥浆排出系统用合金材料及其制备方法 |
CN106048391A (zh) * | 2016-07-20 | 2016-10-26 | 淮北元力金属制品有限公司 | 一种冷轧光亮带钢的生产方法 |
CN105950995A (zh) * | 2016-07-20 | 2016-09-21 | 淮北元力金属制品有限公司 | 一种高碳钢超薄合金带及其制备工艺 |
TWI629367B (zh) | 2016-08-05 | 2018-07-11 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | Steel plate and plated steel |
EP3495528A4 (en) | 2016-08-05 | 2020-01-01 | Nippon Steel Corporation | STEEL SHEET, AND PLATED STEEL SHEET |
CN106399828A (zh) * | 2016-10-11 | 2017-02-15 | 安徽卡塔门窗有限公司 | 门框用高强度合金钢及其制备方法 |
CN106399827A (zh) * | 2016-10-11 | 2017-02-15 | 安徽卡塔门窗有限公司 | 高强度门窗钢及其制备方法 |
CN106367678A (zh) * | 2016-10-11 | 2017-02-01 | 安徽卡塔门窗有限公司 | 门框用高硬度合金钢及其制备方法 |
CN106319345A (zh) * | 2016-10-11 | 2017-01-11 | 安徽卡塔门窗有限公司 | 高硬度门窗钢及其制备方法 |
CN106222565A (zh) * | 2016-10-11 | 2016-12-14 | 安徽卡塔门窗有限公司 | 门把手用耐磨合金钢及其制备方法 |
CN107058856B (zh) * | 2017-01-24 | 2019-01-22 | 河北高新泵业有限公司 | 一种液相变质剂和制备高铬铸铁的方法 |
JP6424908B2 (ja) * | 2017-02-06 | 2018-11-21 | Jfeスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
RU2644708C1 (ru) * | 2017-03-20 | 2018-02-13 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Сталь для изготовления ювелирных изделий |
RU2639171C1 (ru) * | 2017-03-28 | 2017-12-20 | Юлия Алексеевна Щепочкина | Литейная сталь |
CN107119235A (zh) * | 2017-05-27 | 2017-09-01 | 太仓源壬金属科技有限公司 | 一种汽车零部件用合金材料 |
CN107058888A (zh) * | 2017-05-27 | 2017-08-18 | 苏州铭晟通物资有限公司 | 一种金属五金钢材 |
CN107326274A (zh) * | 2017-06-02 | 2017-11-07 | 太仓市龙华塑胶有限公司 | 一种金属五金件 |
CN107326287A (zh) * | 2017-06-09 | 2017-11-07 | 太仓东旭精密机械有限公司 | 一种机械零部件用钢 |
CN107190218A (zh) * | 2017-06-26 | 2017-09-22 | 太仓市顺昌锻造有限公司 | 一种新型钢材 |
CN107310192A (zh) * | 2017-08-30 | 2017-11-03 | 南通润德机械科技有限公司 | 一种新型液压机用导柱 |
US20190113313A1 (en) * | 2017-10-17 | 2019-04-18 | Hong International Corp. | Dart game apparatus and dart game system |
MX2020004483A (es) | 2017-11-08 | 2020-08-03 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero. |
JP6866932B2 (ja) * | 2017-11-24 | 2021-04-28 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板及びその製造方法 |
CN108165881A (zh) * | 2018-01-08 | 2018-06-15 | 哈尔滨工程大学 | 一种800MPa级多特性热轧钢板及其制备方法 |
CN108546872B (zh) * | 2018-04-13 | 2020-08-04 | 武汉钢铁有限公司 | 用CSP产线生产抗拉强度≥600MPa热轧双相薄钢板及方法 |
CN109963959A (zh) * | 2018-10-02 | 2019-07-02 | 日本制铁株式会社 | 渗碳用钢板和渗碳用钢板的制造方法 |
CN110643882A (zh) * | 2019-09-12 | 2020-01-03 | 宁波天业精密铸造有限公司 | 一种高性能冲击钢材料及其铸造方法 |
WO2021124864A1 (ja) * | 2019-12-19 | 2021-06-24 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板及びめっき鋼板 |
KR20220138402A (ko) * | 2020-03-19 | 2022-10-12 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
EP3926064B1 (en) * | 2020-06-16 | 2022-08-24 | SSAB Technology AB | High strength strip steel product and method of manufacturing the same |
CN114150225A (zh) * | 2021-12-01 | 2022-03-08 | 承德建龙特殊钢有限公司 | 一种非调质钢及其制备方法和应用 |
Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271865A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
JP2003089848A (ja) * | 2001-09-18 | 2003-03-28 | Nkk Corp | 加工性に優れた超高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP2003138343A (ja) * | 2001-10-31 | 2003-05-14 | Nkk Corp | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP2006124789A (ja) * | 2004-10-29 | 2006-05-18 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2006161111A (ja) * | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板とその製造方法 |
JP2008179852A (ja) * | 2007-01-24 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 高強度熱延鋼板 |
Family Cites Families (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS60418B2 (ja) * | 1979-10-08 | 1985-01-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 高降伏比型非調質熱延高張力鋼板の製造法 |
JP2783809B2 (ja) | 1988-06-28 | 1998-08-06 | 川崎製鉄株式会社 | 冷間加工性および溶接性に優れた引張り強さが55▲kg▼f/▲mm▼▲上2▼以上の高張力熱延鋼帯 |
EP0535238A4 (en) | 1991-03-13 | 1993-08-04 | Kawasaki Steel Corporation | High-strength steel sheet for forming and production thereof |
JP3433687B2 (ja) | 1998-12-28 | 2003-08-04 | 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 |
CA2297291C (en) * | 1999-02-09 | 2008-08-05 | Kawasaki Steel Corporation | High tensile strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same |
JP3790135B2 (ja) | 2000-07-24 | 2006-06-28 | 株式会社神戸製鋼所 | 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 |
TWI248977B (en) | 2003-06-26 | 2006-02-11 | Nippon Steel Corp | High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same |
JP2005054255A (ja) * | 2003-08-06 | 2005-03-03 | Jfe Steel Kk | ブラウン管フレーム用高強度熱延鋼板およびその製造方法、ならびにブラウン管フレーム |
US7955444B2 (en) * | 2005-08-05 | 2011-06-07 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
JP4226626B2 (ja) | 2005-11-09 | 2009-02-18 | 新日本製鐵株式会社 | 音響異方性が小さく溶接性に優れる、板厚中心部も含めて降伏応力450MPa以上かつ引張強さ570MPa以上の高張力鋼板およびその製造方法 |
JP4853082B2 (ja) * | 2006-03-30 | 2012-01-11 | 住友金属工業株式会社 | ハイドロフォーム加工用鋼板およびハイドロフォーム加工用鋼管と、これらの製造方法 |
JP5047649B2 (ja) | 2006-04-11 | 2012-10-10 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ成形性に優れた高強度熱延鋼板及び亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
CN100557060C (zh) * | 2007-01-12 | 2009-11-04 | 武汉钢铁(集团)公司 | C-Mn-Ti系热轧高强度高磁感性能钢的制造方法 |
JP5278226B2 (ja) | 2009-07-29 | 2013-09-04 | 新日鐵住金株式会社 | 省合金型高強度熱延鋼板及びその製造方法 |
CN103443320B (zh) | 2011-03-31 | 2015-09-23 | 新日铁住金株式会社 | 各向同性加工性优良的含贝氏体型高强度热轧钢板及其制造方法 |
-
2012
- 2012-12-25 US US14/365,392 patent/US9534271B2/en active Active
- 2012-12-25 KR KR1020147018576A patent/KR101630550B1/ko active IP Right Grant
- 2012-12-25 WO PCT/JP2012/008239 patent/WO2013099206A1/ja active Application Filing
- 2012-12-25 CN CN201280065192.3A patent/CN104011234B/zh active Active
- 2012-12-25 IN IN1251KON2014 patent/IN2014KN01251A/en unknown
- 2012-12-25 JP JP2013551233A patent/JP5610094B2/ja active Active
- 2012-12-25 EP EP12863298.1A patent/EP2799562B1/en active Active
Patent Citations (6)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH05271865A (ja) * | 1992-03-30 | 1993-10-19 | Nippon Steel Corp | 加工性および溶接性の良い高強度熱延鋼板 |
JP2003089848A (ja) * | 2001-09-18 | 2003-03-28 | Nkk Corp | 加工性に優れた超高張力鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP2003138343A (ja) * | 2001-10-31 | 2003-05-14 | Nkk Corp | 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法 |
JP2006124789A (ja) * | 2004-10-29 | 2006-05-18 | Jfe Steel Kk | 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2006161111A (ja) * | 2004-12-08 | 2006-06-22 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 熱延鋼板とその製造方法 |
JP2008179852A (ja) * | 2007-01-24 | 2008-08-07 | Jfe Steel Kk | 高強度熱延鋼板 |
Cited By (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN109112279A (zh) * | 2018-09-26 | 2019-01-01 | 武汉钢铁有限公司 | 800MPa级簇团强化型钢板及制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2013099206A1 (ja) | 2013-07-04 |
JP5610094B2 (ja) | 2014-10-22 |
EP2799562B1 (en) | 2015-10-14 |
EP2799562A1 (en) | 2014-11-05 |
CN104011234B (zh) | 2015-12-23 |
US9534271B2 (en) | 2017-01-03 |
EP2799562A4 (en) | 2014-12-31 |
CN104011234A (zh) | 2014-08-27 |
IN2014KN01251A (ja) | 2015-10-16 |
KR101630550B1 (ko) | 2016-06-24 |
US20150030879A1 (en) | 2015-01-29 |
KR20140100983A (ko) | 2014-08-18 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5610094B2 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5565534B2 (ja) | 高強度熱延鋼板及びその製造方法 | |
JP6086081B2 (ja) | 表面性状に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
WO2011162412A1 (ja) | 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 | |
JP5884472B2 (ja) | 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 | |
JP5729523B1 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5915412B2 (ja) | 曲げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5892147B2 (ja) | 高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5978614B2 (ja) | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP4644077B2 (ja) | 耐食性と成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板および合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法 | |
JP4116901B2 (ja) | バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
JP6224704B2 (ja) | 高強度熱延鋼板の製造方法 | |
JP5887903B2 (ja) | 溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6052503B2 (ja) | 高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
JP6390572B2 (ja) | 冷延鋼板、めっき鋼板およびこれらの製造方法 | |
JP5453973B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6086080B2 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6390573B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP6123551B2 (ja) | 耐疲労性およびスリット加工後の形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP5861434B2 (ja) | 打ち抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 | |
JP6052504B2 (ja) | 高強度熱延鋼板とその製造方法 | |
JP6086077B2 (ja) | 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20140805 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140818 |
|
R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5610094 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |