JPWO2014050954A1 - 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
- JPWO2014050954A1 JPWO2014050954A1 JP2014501767A JP2014501767A JPWO2014050954A1 JP WO2014050954 A1 JPWO2014050954 A1 JP WO2014050954A1 JP 2014501767 A JP2014501767 A JP 2014501767A JP 2014501767 A JP2014501767 A JP 2014501767A JP WO2014050954 A1 JPWO2014050954 A1 JP WO2014050954A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- hot
- steel sheet
- less
- rolled steel
- total
- 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
- 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
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
-
- 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
- C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
- C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
-
- 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
-
- 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
-
- 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
- C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
-
- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—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
- 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
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
- C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following 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
- C22C38/02—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
- C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
-
- 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
- C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- 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
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
- C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
- C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- 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
-
- 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
- C21D2211/008—Martensite
-
- 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
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
質量％でＣ：０．０５〜０．１５％、Ｓｉ：０〜０．２％、Ａｌ：０．５〜３．０％、Ｍｎ：１．２〜２．５％、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．００７％以下、Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、Ｖ：０〜０．１２％、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、Ｂ：０〜０．００５％、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％であり、ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％であり、残部がＦｅおよび不純物であり、鋼組織がマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である熱延鋼板。
Description
本発明は、電着塗装後の耐食性と疲労特性と曲げ加工性に優れた引張強度７２０ＭＰａ以上の熱延鋼板およびその製造方法に関する。本発明は、特に、電着塗装を施す自動車やトラックのフレームやメンバー、サスペンションアーム、ホイールなどの他、建材や産業機械などの素材として好適な熱延鋼板およびその製造方法に関する。本願は、２０１２年９月２７日に日本に出願された特願２０１２−２１３７２８号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
自動車やトラックのシャシーあるいはホイールといった部材には熱延鋼板が多く用いられ、曲げ加工性や優れた疲労耐久性が求められている。
熱延鋼板の成形性と疲労特性を向上させる方法として、特許文献１〜３に示すように、軟質なフェライト主体の金属組織の中に硬質なマルテンサイトを含む組織を分散させる、いわゆるＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼にする方法が開示されている。これらの方法では、熱延工程の仕上げ圧延後の冷却中においてフェライト形成を促す効果を有するＳｉあるいはＡｌといった合金元素を添加することが特徴となっている。
しかしながら、特許文献１〜３に記載されているような鋼を実操業ラインで製造すると安定的に良好な曲げ疲労特性が得られない場合がある。さらにＳｉを添加した鋼に関しては、電着塗装を施した後の塗装耐食性（以下、単に「塗装耐食性」、「塗装後耐食性」ともいう。）が確保できない場合や、鋼板の表面粗さが大きくなるために期待通りの曲げ疲労特性が得られない場合があるという問題点があった。
さらに、自動車やトラックのシャシーやホイールに用いられる鋼板には、打抜き部の疲労特性が併せて求められる。これは、シャーあるいは打ち抜きパンチによって打ち抜いた端面の粗さは鋼板表面の粗さに比べて大きい場合が多く、打ち抜き端面が疲労亀裂の優先発生位置になるためである。
上記課題を解決する方法として、例えば、特許文献４、５には、打ち抜き端面の損傷を防止した高強度熱延鋼板が開示されている。
また、特許文献６、７には、切り欠き疲労強度に優れる鋼板が開示されている。これらの鋼板は、フェライトとベイナイトを主組織とするものである。
また、特許文献８にはフェライトを主相とする金属組織をベースとして、合金炭化物の析出強化を活用しながら高強度化を図る一方で、マルテンサイトと残留オーステナイトを適正量分散させる組織形態とすることにより、打抜き破断面の粗さを大幅に軽減し、打抜き部からの疲労亀裂発生が顕著に抑制する方法が開示されている。
更に、特許文献９には、フェライト相を主相とする金属組織として、マルテンサイトおよびベイナイト組織によって高強度化をはかった、塗装密着性および打ち抜き疲労特性に優れた鋼板が開示されている。
しかしながら、特許文献４、５に記載の鋼板の場合、これらの方法による打ち抜き端面粗さの改善は、疲労特性を改善するには十分でなく、また、塗装耐食性も得られない場合があった。
また、特許文献６、７に記載の鋼板の場合、曲げ疲労特性や塗装後耐食性が劣位になる場合があり、さらに降伏比が高いために張り出し成形性は必ずしも十分ではないという問題があった。
さらに、特許文献８に記載の鋼板の場合では、原板および打ち抜き部の曲げ疲労耐久限が低い場合があり、さらに酸洗後に電着塗装を行うと、必ずしも良好な塗装後耐食性が得られない場合があった。また、曲げ加工や絞りと曲げの複合成形加工を行うと、割れが発生したり、これら成形後の部材の疲労特性が低下する場合があった。
また、特許文献９は、黒皮材の塗装密着性の改善が主な目的で、鋼板に絞り加工等の厳しい加工を加えた場合、スケール剥離や割れが発生したり、母材の曲げ疲労性にも問題があった。
上述のような理由により、成形性の優れる高強度の熱延鋼板において、電着塗装後の耐食性を確保し、且つ、母材の曲げ疲労特性と打抜き部の疲労特性に優れる技術の開発が望まれていた。特に、酸洗板は曲げなどの加工を施されて使用される場合も多く曲げ加工性は重要である。
本発明は上記問題に鑑みてなされたものであり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度の熱延鋼板に電着塗装を施した場合であっても、良好な耐食性並びに母材の疲労特性と打抜き部の疲労特性を得ることが可能であるとともに、良好な曲げ加工性を具備した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。
本発明者らは、まず、部材の大幅な軽量化が期待できる最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の熱延鋼板に対象を絞り、打抜き端面の粗さを小さくするための方法について検討を行った。その結果、フェライトを主相とする金属組織をベースとして、ＴｉＣ、ＮｂＣに代表される合金炭化物の析出強化を活用しながら高強度化を図る一方で、マルテンサイトと残留オーステナイトを適正量分散させる組織形態とすることにより、打抜き破断面の粗さが大幅に軽減し、打抜き部からの疲労亀裂発生が顕著に抑制されることを見出した。また、合金炭化物の析出強化を利用してもＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼の有する優れた張り出し成形性は確保できることを確認した。
上記のようなフェライトを主相とする金属組織を得るためには、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ量を適当量含有させることが有効である。しかしながら、熱延鋼板の電着塗装後の耐食性を評価したところ、耐食性が劣位になる場合があることを知見した。発明者らは、その原因を調査し、母材の表層部に存在する、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物が電着塗装後の耐食性に影響を及ぼしていることを明らかにした。そして、これらのような場合、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎの量比を最適化することにより、良好な耐食性が得られうる条件が存在することを知見した。
さらに、本発明者等は、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎを含有するＤｕａｌ Ｐｈａｓｅ鋼で時々観察される疲労特性の劣化原因を明らかにすべく、詳細に金属組織の観察を行った。その結果、図１に示すように、母材１の表面１ａの直下（表層部）にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物２が存在すると、その酸化物２が疲労破壊の起点となり疲労特性が低下することを知見した。なお、図１は、母材１の表面１ａには黒皮（スケール）３が付着した、スケールつき熱延鋼板の状態を示している。母材１の表層部（母材１の表面１ａから母材１の内部に向かって所定範囲の領域）には、母材１の結晶粒界に沿ってＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物２が析出する。本発明では、このように母材１の表層部において、母材１の結晶粒界に沿って析出するＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する酸化物２を「網目状の酸化物」という。
さらに、本発明者等は、酸洗してスケールを除去した熱延鋼板を用いて、曲げ加工性が劣化する原因について調査を行った。その結果、鋼板の表層部にＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物が過剰に残留していると曲げ性が劣化することを知見した。この原因は定かではないが、粒界に酸化物が存在することにより粒界強度が低下し、その部分が曲げ試験時のき裂発生起点になっていると考えられる。
本発明者等は、このＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物の形成を抑制する方法について鋭意検討を行った。その結果、Ｍｎ、Ａｌ、Ｓｉ、Ｔｉ、Ｎｂ等の添加量を最適化すると共に、熱間圧延時の鋼板表面の水乗り（鋼板表面に水が存在していること）と圧延条件と冷却条件を制御することにより、この酸化物の形成を抑制しうることを見出した。
本発明者等は、上記各実験の結果を基に鋭意検討を行った。そして、析出強化したフェライトを主体とした金属組織にマルテンサイトおよび残留オーステナイトを含有させ、さらに、合金元素の添加量を最適化することで、母材の表層部に網目状に存在するＳｉ、Ａｌ、Ｍｎ、Ｆｅのうちの１種又は２種以上を含有する酸化物の形成を抑制できることを見出した。その結果、良好な曲げ成形性、絞り曲げ加工性や張り出し成形性を確保しつつ、打ち抜き部の疲労特性に優れ、かつ安定した曲げ疲労特性が得られ、さらに電着塗装後の耐食性に優れる引張強度７２０ＭＰａ以上の高強度の熱延鋼板を完成させた。即ち、本発明の要旨は以下のとおりである。
［１］
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、
表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、
表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。
［２］
Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である、［１］に記載の熱延鋼板。
Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である、［１］に記載の熱延鋼板。
［３］ 降伏比が０．８２以下である、［１］または［２］に記載の熱延鋼板。
［４］
質量％で、Ｓｉ：０．００１〜０．２％である、［１］〜［４］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
質量％で、Ｓｉ：０．００１〜０．２％である、［１］〜［４］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［５］
質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％である、［１］〜［４］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％である、［１］〜［４］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［６］
質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０．０２〜２．０％である、［１］〜［５］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０．０２〜２．０％である、［１］〜［５］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［７］
質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％である、［１］〜［６］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％である、［１］〜［６］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［８］
質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０．０００３〜０．０１％である、［１］〜［７］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０．０００３〜０．０１％である、［１］〜［７］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［９］
表面にめっきあるいは合金化めっきが施されている、［１］〜［８］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
表面にめっきあるいは合金化めっきが施されている、［１］〜［８］の何れか１項に記載の熱延鋼板。
［１０］
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、
前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、
仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３温度〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、
５３０℃以下で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、
前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、
仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３温度〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、
５３０℃以下で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。
［１１］
［１０］に記載の方法で得られた熱延鋼板を酸洗後、８００℃以下に加熱し、めっき浴中に浸漬させる、熱延鋼板の製造方法。
［１０］に記載の方法で得られた熱延鋼板を酸洗後、８００℃以下に加熱し、めっき浴中に浸漬させる、熱延鋼板の製造方法。
［１２］
さらに、めっきの合金化処理を行う、［１１］に記載の熱延鋼板の製造方法。
さらに、めっきの合金化処理を行う、［１１］に記載の熱延鋼板の製造方法。
本発明の熱延鋼板によれば、上記構成により、優れた曲げ成形性と塗装耐食性と母材の曲げ疲労特性と打抜き部の疲労特性が得られる。従来の鋼板は、腐食による減肉量を見込んだ部品板厚が設定されていた。これに対し、本発明の熱延鋼板は、優れた塗装耐食性が得られることから部品の板厚を薄くすることが可能となり、自動車あるいはトラック等の軽量化が可能となる。また、従来の鋼板は、高強度化を施した場合でも打抜き部の疲労強度がほとんど改善されなかった。これに対し、本発明の熱延鋼板は、優れた母材の曲げ疲労特性と打抜き部の疲労特性を具備するから、部材の軽量化に極めて好適である。
また、本発明の製造方法によれば、合金元素の添加量を最適化すると共に、熱間圧延時の条件を制御することにより、優れた曲げ加工性と電着塗装後の耐食性と疲労耐久性に優れた最大引張強度７２０ＭＰａ以上の熱延鋼板を製造することが可能となる。
以下、本発明の熱延鋼板およびその製造方法の一実施形態について詳細に説明する。なお、本実施形態は、本発明の熱延鋼板およびその製造方法の趣旨をより良く理解させるために詳細に説明するものであるから、本発明を限定するものではない。
［熱延鋼板］
本発明の実施形態にかかる熱延鋼板は、 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、
表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である、
以下、本実施形態の鋼材成分を限定した理由について説明する。
本発明の実施形態にかかる熱延鋼板は、 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、
表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である、
以下、本実施形態の鋼材成分を限定した理由について説明する。
＜鋼成分＞
本発明の熱延鋼板の鋼成分について説明する。なお、鋼成分に関する％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
本発明の熱延鋼板の鋼成分について説明する。なお、鋼成分に関する％の表記は特に断りがない場合は質量％を意味する。
「Ｃ：炭素」０．０５〜０．１５％
本発明において、Ｃは、組織制御のために用いられる。Ｃの含有量が０．０５％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを面積率の合計で３％以上確保することが難しくなる。また、Ｃの含有量が０．１５％を超えると、パーライト組織が出現して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明においては、Ｃの適正範囲を０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。なお、Ｃ量の下限は、０．０５５％とすることが好ましく、０．０６％がより好ましい。また、Ｃ量の上限は、０．１４％とすることが好ましく、０．１３％がより好ましい。
本発明において、Ｃは、組織制御のために用いられる。Ｃの含有量が０．０５％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを面積率の合計で３％以上確保することが難しくなる。また、Ｃの含有量が０．１５％を超えると、パーライト組織が出現して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明においては、Ｃの適正範囲を０．０５〜０．１５％の範囲に限定した。なお、Ｃ量の下限は、０．０５５％とすることが好ましく、０．０６％がより好ましい。また、Ｃ量の上限は、０．１４％とすることが好ましく、０．１３％がより好ましい。
「Ｓｉ：ケイ素」０〜０．２％
本発明において、Ｓｉの含有は必須ではないが、Ｓｉを含有することにより、フェライト分率を増加させることができる。しかし、Ｓｉの含有量が０．２％を超えると、表層部の網目状の酸化物が増加し、電着塗装工程での化成処理で形成されるリン酸亜鉛結晶（電着塗装下地皮膜）が密に形成されない。その結果、電着塗装後において鋼板と塗料の密着性が悪くなり、電着塗装後の耐食性を確保することが困難となる。また熱延工程中に表層部に多量のＳｉ―Ｍｎ酸化物を形成し、疲労特性や曲げ加工性が劣化する。このため、その適正範囲を０．２％以下とした。Ｓｉの含有量は、０．１８％以下とすることが好ましく、０．１５％以下がより好ましい。Ｓｉの含有量の下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％以上が好ましい。
本発明において、Ｓｉの含有は必須ではないが、Ｓｉを含有することにより、フェライト分率を増加させることができる。しかし、Ｓｉの含有量が０．２％を超えると、表層部の網目状の酸化物が増加し、電着塗装工程での化成処理で形成されるリン酸亜鉛結晶（電着塗装下地皮膜）が密に形成されない。その結果、電着塗装後において鋼板と塗料の密着性が悪くなり、電着塗装後の耐食性を確保することが困難となる。また熱延工程中に表層部に多量のＳｉ―Ｍｎ酸化物を形成し、疲労特性や曲げ加工性が劣化する。このため、その適正範囲を０．２％以下とした。Ｓｉの含有量は、０．１８％以下とすることが好ましく、０．１５％以下がより好ましい。Ｓｉの含有量の下限は特に限定しないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％以上が好ましい。
「Ａｌ：アルミニウム」０．５〜３．０％
Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト分率を増加させる元素である。Ａｌの含有量が０．５％未満であると、フェライト分率を確保することが出来ず、強度と成形性と打ち抜き端面の疲労特性が確保できない。一方、Ａｌの含有量が３．０％を超えると表層部にＡｌとＭｎを含有する酸化物が多量に形成され、疲労特性や曲げ加工性が劣化するので、その適正範囲を０．５〜３．０％とした。なお、Ａｌ量の下限は、０．６％とすることが好ましい。また、Ａｌ量の上限は、２．０％とすることが好ましく、１．５％がより好ましい。
Ａｌは、Ｓｉと同様にフェライト分率を増加させる元素である。Ａｌの含有量が０．５％未満であると、フェライト分率を確保することが出来ず、強度と成形性と打ち抜き端面の疲労特性が確保できない。一方、Ａｌの含有量が３．０％を超えると表層部にＡｌとＭｎを含有する酸化物が多量に形成され、疲労特性や曲げ加工性が劣化するので、その適正範囲を０．５〜３．０％とした。なお、Ａｌ量の下限は、０．６％とすることが好ましい。また、Ａｌ量の上限は、２．０％とすることが好ましく、１．５％がより好ましい。
「Ｍｎ：マンガン」１．２〜２．５％
Ｍｎは、組織制御と強度調整のために用いられる。Ｍｎの含有量が１．２％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを面積率の合計で３％以上確保することが困難になり、打抜き部の疲労特性が低下する。一方、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、フェライトを面積率で５０％以上確保することが困難になり、打ち抜き部の疲労特性が低下するとともに、網目状の酸化物の厚さが増加し、曲げ疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を１．２〜２．５％に限定した。なお、Ｍｎの含有量の下限は、１．３％とすることが好ましく、１．５％がより好ましい。また、Ｍｎの含有量の上限については、２．４％とすることが好ましく、２．３％以下がより好ましい範囲である。
Ｍｎは、組織制御と強度調整のために用いられる。Ｍｎの含有量が１．２％未満であると、マルテンサイトと残留オーステナイトを面積率の合計で３％以上確保することが困難になり、打抜き部の疲労特性が低下する。一方、Ｍｎの含有量が２．５％を超えると、フェライトを面積率で５０％以上確保することが困難になり、打ち抜き部の疲労特性が低下するとともに、網目状の酸化物の厚さが増加し、曲げ疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を１．２〜２．５％に限定した。なお、Ｍｎの含有量の下限は、１．３％とすることが好ましく、１．５％がより好ましい。また、Ｍｎの含有量の上限については、２．４％とすることが好ましく、２．３％以下がより好ましい範囲である。
「Ｐ：リン」０．１％以下
Ｐは、鋼の強度確保のために用いることができる。しかしながら、０．１％を超えて含有すると打ち抜き端面の粗さが増大して打ち抜き部の疲労特性が低下するので、Ｐの適正範囲を０．１％以下とする。Ｐの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。なお、Ｐの含有量は、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下がより好ましい。
Ｐは、鋼の強度確保のために用いることができる。しかしながら、０．１％を超えて含有すると打ち抜き端面の粗さが増大して打ち抜き部の疲労特性が低下するので、Ｐの適正範囲を０．１％以下とする。Ｐの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．００１％未満であると製造コストが増大するため、０．００１％が実質的な下限である。なお、Ｐの含有量は、０．０５％以下とすることが好ましく、０．０３％以下がより好ましい。
「Ｓ：硫黄」０．０１％以下
Ｓは、母材の疲労特性に影響する元素である。しかしながら、０．０１％を超えてＳを含有すると、打抜き破断面の粗さが増大し、良好な打抜き部疲労特性が得られないため、その適正範囲を０．０１％以下とする。また、Ｓの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．０００２％未満であると製造コストが増大するため、０．０００２％が実質的な下限である。なお、Ｓの含有量は、０．００６％以下とすることが好ましく、０．００３％以下がより好ましい。
Ｓは、母材の疲労特性に影響する元素である。しかしながら、０．０１％を超えてＳを含有すると、打抜き破断面の粗さが増大し、良好な打抜き部疲労特性が得られないため、その適正範囲を０．０１％以下とする。また、Ｓの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．０００２％未満であると製造コストが増大するため、０．０００２％が実質的な下限である。なお、Ｓの含有量は、０．００６％以下とすることが好ましく、０．００３％以下がより好ましい。
「Ｎ：窒素」０．００７％以下
Ｎの含有量が０．００７％を超えると、粗大なＴｉ−Ｎｂ系窒化物を形成し、ＴｉおよびＮｂの合金炭化物の形成を抑制してしまうため、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を得ることができない。このため、その上限を０．００７％に制限した。また、Ｎの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．０００３％未満であると製造コストが増大するため、０．０００３％が実質的な下限である。なお、Ｎの含有量は、０．００６％以下とすることが好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
Ｎの含有量が０．００７％を超えると、粗大なＴｉ−Ｎｂ系窒化物を形成し、ＴｉおよびＮｂの合金炭化物の形成を抑制してしまうため、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を得ることができない。このため、その上限を０．００７％に制限した。また、Ｎの含有量の下限は特に限定されず、０％でも構わないが、０．０００３％未満であると製造コストが増大するため、０．０００３％が実質的な下限である。なお、Ｎの含有量は、０．００６％以下とすることが好ましく、０．００５％以下がより好ましい。
「Ｔｉ：チタン」０．０３〜０．１０％
Ｔｉは、鋼の析出強化のために用いる。また、熱延工程中に表層部に形成される網目状の酸化物の形成を抑制する効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０３％未満であると、網目状の酸化物を抑制する効果がなく、また、引張強度で７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になる。また、０．１０％を超えると効果が飽和するとともに打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下し、さらに降伏比ＹＲが増加し、成形性が低下する。このため、その適正範囲を０．０３〜０．１０％に限定した。なお、Ｔｉの含有量の下限は、０．０４％とすることが好ましく、０．０５％がより好ましい。また、Ｔｉの含有量の上限は、０．０９％とすることが好ましく、０．０８％がより好ましい。
Ｔｉは、鋼の析出強化のために用いる。また、熱延工程中に表層部に形成される網目状の酸化物の形成を抑制する効果がある。しかしながら、Ｔｉの含有量が０．０３％未満であると、網目状の酸化物を抑制する効果がなく、また、引張強度で７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になる。また、０．１０％を超えると効果が飽和するとともに打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下し、さらに降伏比ＹＲが増加し、成形性が低下する。このため、その適正範囲を０．０３〜０．１０％に限定した。なお、Ｔｉの含有量の下限は、０．０４％とすることが好ましく、０．０５％がより好ましい。また、Ｔｉの含有量の上限は、０．０９％とすることが好ましく、０．０８％がより好ましい。
「Ｎｂ：ニオブ」０．００８〜０．０６％
Ｎｂは、組織制御および鋼の析出強化のため用いられる。また、熱延工程中に表層部に形成される網目状の酸化物の形成を抑制する効果がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．００８％未満であるとその効果がなく、また、０．０６％を超えると打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．００８〜０．０６％に限定した。なお、Ｎｂの含有量の下限は、０．００９％とすることが好ましく、０．１０％がより好ましい。また、Ｎｂの含有量の上限は、０．０５５％とすることが好ましく、０．０５％がより好ましい。
Ｎｂは、組織制御および鋼の析出強化のため用いられる。また、熱延工程中に表層部に形成される網目状の酸化物の形成を抑制する効果がある。しかしながら、Ｎｂの含有量が０．００８％未満であるとその効果がなく、また、０．０６％を超えると打抜き部の粗さが増大し、打抜き部疲労特性が低下する。このため、その適正範囲を０．００８〜０．０６％に限定した。なお、Ｎｂの含有量の下限は、０．００９％とすることが好ましく、０．１０％がより好ましい。また、Ｎｂの含有量の上限は、０．０５５％とすることが好ましく、０．０５％がより好ましい。
「Ｓｉ＋Ａｌの合計量」
ＳｉとＡｌは、ともにフェライト分率を増加させる元素である。ＳｉとＡｌを合計量で０．８×（Ｍｎ−１）質量％以上含有させることで、面積率で５０％以上のフェライトを確保でき、良好な打抜き部の曲げ疲労特性を得ることができる。さらに、ＳｉとＡｌの合計量を適正にすることで表層部に形成される網目状の酸化物の存在する板厚方向の深さを適正化し、鋼板の曲げ疲労特性が改善される。Ｓｉ＋Ａｌの合計量の上限は特に限定しないが、ＳｉとＡｌの合計量が３．０％を超えると、靭性が低下するため、３．０％以下であることが望ましい。
ＳｉとＡｌは、ともにフェライト分率を増加させる元素である。ＳｉとＡｌを合計量で０．８×（Ｍｎ−１）質量％以上含有させることで、面積率で５０％以上のフェライトを確保でき、良好な打抜き部の曲げ疲労特性を得ることができる。さらに、ＳｉとＡｌの合計量を適正にすることで表層部に形成される網目状の酸化物の存在する板厚方向の深さを適正化し、鋼板の曲げ疲労特性が改善される。Ｓｉ＋Ａｌの合計量の上限は特に限定しないが、ＳｉとＡｌの合計量が３．０％を超えると、靭性が低下するため、３．０％以下であることが望ましい。
「Ｔｉ＋Ｎｂの合計量」
ＴｉとＮｂは、適正なサイズの合金炭化物を形成させることで、鋼を高強度化するために用いられる。しかしながら、ＴｉとＮｂの合計量が０．０４％未満であると、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になる。一方、ＴｉとＮｂの合計量が０．１４％を超えると、打抜き部の粗さが増大して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、Ｔｉ＋Ｎｂの合計量の適正範囲を０．０４〜０．１４％に限定した。
ＴｉとＮｂは、適正なサイズの合金炭化物を形成させることで、鋼を高強度化するために用いられる。しかしながら、ＴｉとＮｂの合計量が０．０４％未満であると、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になる。一方、ＴｉとＮｂの合計量が０．１４％を超えると、打抜き部の粗さが増大して打抜き部の疲労特性が低下する。このため、Ｔｉ＋Ｎｂの合計量の適正範囲を０．０４〜０．１４％に限定した。
本実施形態においては、鋼成分として、上記各元素に加え、さらに、以下に示すような元素を選択的に含有しても良い。
「Ｖ：バナジウム」０〜０．１２％
本発明において、Ｖの含有は必須ではないが、Ｖは、鋼の強度調整のために用いてもよい。Ｖの含有量が０．０１％未満であると、その効果がないので、Ｖを含有する場合は、Ｖの含有量が０．０１％以上であることが望ましい。一方、Ｖの含有量が０．１２％を超えると打ち抜き端面粗さが増大し、打ち抜き部の疲労特性が低下するおそれがある。このため、Ｖの含有量は０．１２％以下とする。
本発明において、Ｖの含有は必須ではないが、Ｖは、鋼の強度調整のために用いてもよい。Ｖの含有量が０．０１％未満であると、その効果がないので、Ｖを含有する場合は、Ｖの含有量が０．０１％以上であることが望ましい。一方、Ｖの含有量が０．１２％を超えると打ち抜き端面粗さが増大し、打ち抜き部の疲労特性が低下するおそれがある。このため、Ｖの含有量は０．１２％以下とする。
「Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％」
本発明において、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの含有は必須ではないが、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の組織制御のために用いてもよい。これらの元素の１種又は２種以上の合計の含有量が０．０２％未満であると、添加に伴う上記効果が無いので、これらの元素の１種又は２種以上を含有する場合は、合計の含有量が０．０２％以上であることが望ましい。一方、これらの合計の含有量が２．０％を超えると塗装耐食性が低下する。このため、これら元素の合計の含有量の適正範囲を２．０％以下とする。
本発明において、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの含有は必須ではないが、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏは、鋼の組織制御のために用いてもよい。これらの元素の１種又は２種以上の合計の含有量が０．０２％未満であると、添加に伴う上記効果が無いので、これらの元素の１種又は２種以上を含有する場合は、合計の含有量が０．０２％以上であることが望ましい。一方、これらの合計の含有量が２．０％を超えると塗装耐食性が低下する。このため、これら元素の合計の含有量の適正範囲を２．０％以下とする。
「Ｂ：ボロン」０〜０．００５％
本発明において、Ｂの含有は必須ではないが、Ｂは鋼板の組織制御に用いてもよい。Ｂの含有量が０．０００３未満であると、その効果は発現しないので、Ｂを含有する場合は、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、フェライトを５０％以上確保することが困難になり、曲げ疲労特性が低下するおそれがある。このため、Ｂの含有量は０．００５％以下とする。
本発明において、Ｂの含有は必須ではないが、Ｂは鋼板の組織制御に用いてもよい。Ｂの含有量が０．０００３未満であると、その効果は発現しないので、Ｂを含有する場合は、Ｂの含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。一方、Ｂの含有量が０．００５％を超えると、フェライトを５０％以上確保することが困難になり、曲げ疲労特性が低下するおそれがある。このため、Ｂの含有量は０．００５％以下とする。
「Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％」
本発明において、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの含有は必須ではないが、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼の脱酸のために用いてもよい。これらの元素の１種又は２種以上の合計量が０．０００３％未満であると、その効果は無いので、これらの元素を含有する場合は、合計の含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。一方、０．０１％を超えると疲労特性が低下する。このため、これら元素の合計の含有量の適正範囲を０．０１％以下とする。
本発明において、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの含有は必須ではないが、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅは、鋼の脱酸のために用いてもよい。これらの元素の１種又は２種以上の合計量が０．０００３％未満であると、その効果は無いので、これらの元素を含有する場合は、合計の含有量が０．０００３％以上であることが望ましい。一方、０．０１％を超えると疲労特性が低下する。このため、これら元素の合計の含有量の適正範囲を０．０１％以下とする。
本発明の熱延鋼板の鋼成分は、上記した元素以外の残部はＦeおよび不純物である。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示されるが、特に限定はなく、本発明の作用効果を害さない範囲で、各種元素を適宜含有しても良い。
＜鋼組織＞
「マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率」
マルテンサイトと残留オーステナイトは、打抜き部の局所変形領域において延性破壊を促進し、その結果として、析出強化鋼においても打ち抜き端面の粗さを平滑化させる効果がある。すなわち、打ち抜き部の疲労特性を向上させることを目的とする本発明においては、重要なパラメータである。また、マルテンサイトと残留オーステナイトは、張り出し成形性および延性を高める効果をも有する。
「マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率」
マルテンサイトと残留オーステナイトは、打抜き部の局所変形領域において延性破壊を促進し、その結果として、析出強化鋼においても打ち抜き端面の粗さを平滑化させる効果がある。すなわち、打ち抜き部の疲労特性を向上させることを目的とする本発明においては、重要なパラメータである。また、マルテンサイトと残留オーステナイトは、張り出し成形性および延性を高める効果をも有する。
マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率が３％未満であると、それらの効果が発現しない。一方、２０％を超えると、打ち抜き端面粗さが再び増加する傾向がある。このため、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率の適正範囲を３〜２０％に限定した。マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率は、５％以上であることが好ましく、７％以上であることがより好ましい。また、マルテンサイトと残留オーステナイトの合計の面積率は、１８％以下であることが好ましく、１５％以下であることがより好ましい。
なお、マルテンサイトは、焼き戻しされたマルテンサイトであっても打ち抜き端面を平滑化する効果がある。マルテンサイトは、いわゆるフレッシュマルテンサイト, 焼き戻しされたマルテンサイトのいずれも含む。
ここで、マルテンサイトと残留オーステナイトを比較した場合、打ち抜き端面の粗さを低減する効果は残留オーステナイトの方が若干大きいことから、残留オーステナイトは一定量含有した方が好ましい。残留オーステナイトの面積率が１％未満であると、その効果が明確ではなく、一方、６％を超えると母材疲労特性の低下を引き起こすので、残留オーステナイトの面積率は１〜６％が好ましい。
「フェライトの面積率」
母材の疲労特性の向上に寄与するとともに、打抜き端面の粗さ改善に寄与するマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの確保のために、フェライトは、適正な面積率で含まれる必要がある。フェライトの面積率が５０％未満であると、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトを上述したような適正量にすることが困難になり、打抜き部疲労特性が低下する。一方、フェライトの面積率が９６％を超えた場合も打ち抜き端面の粗さが増大し、打ち抜き部の曲げ疲労特性が低下する。このため、フェライトの面積率の適正範囲を５０〜９６％に限定した。フェライト分率は７０％以上が好ましく、７５％以上であることがより好ましい下限である。また、フェライトの面積率は、９３％以下であることが好ましく、９０％以下であることがより好ましい。
母材の疲労特性の向上に寄与するとともに、打抜き端面の粗さ改善に寄与するマルテンサイトあるいは残留オーステナイトの確保のために、フェライトは、適正な面積率で含まれる必要がある。フェライトの面積率が５０％未満であると、マルテンサイトあるいは残留オーステナイトを上述したような適正量にすることが困難になり、打抜き部疲労特性が低下する。一方、フェライトの面積率が９６％を超えた場合も打ち抜き端面の粗さが増大し、打ち抜き部の曲げ疲労特性が低下する。このため、フェライトの面積率の適正範囲を５０〜９６％に限定した。フェライト分率は７０％以上が好ましく、７５％以上であることがより好ましい下限である。また、フェライトの面積率は、９３％以下であることが好ましく、９０％以下であることがより好ましい。
なお、ここでフェライトとは、「鋼のベイナイト写真集−１」日本鉄鋼協会（１９９２年）ｐ．４に記載のポリゴナルフェライト（αｐ）、擬ポリゴナルフェライト（αｑ）、粒状ベイニティックフェライト（αＢ）の何れであっても構わない。
「パーライトの面積率」
パーライトは打ち抜き部の粗さを増大させる。面積率が３％を超えると、打ち抜き部の曲げ疲労特性が低下し、引張強度も低下する傾向があることから、その適正範囲を３％以下に限定した。パーライト量は少ないほど好ましく、下限は０％である。
本発明においてパーライトとは、パーライトおよび疑似パーライトを含む。
パーライトは打ち抜き部の粗さを増大させる。面積率が３％を超えると、打ち抜き部の曲げ疲労特性が低下し、引張強度も低下する傾向があることから、その適正範囲を３％以下に限定した。パーライト量は少ないほど好ましく、下限は０％である。
本発明においてパーライトとは、パーライトおよび疑似パーライトを含む。
なお、本発明の熱延鋼板において、金属組織の残部はベイナイトであっても良い。ここで、上記「鋼のベイナイト写真集−１」日本鉄鋼協会（１９９２年）ｐ．４に記載のベイニティックフェライト（α°Ｂ）はベイナイトに区分される。
フェライト、ベイナイト、パーライト、マルテンサイトの面積率は、光学顕微鏡または走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）によって撮影した組織写真を用いて、ポイントカウント法又は画像解析によって測定できる。粒状ベイニティックフェライト（αＢ）とベイニティックフェライト（α°Ｂ）の判別は、ＳＥＭおよび透過電子顕微鏡（ＴＥＭ）による組織観察を行い、参考文献１を元に判別する。残留オーステナイトの分率は、Ｘ線回折法により測定する。
＜表層部の網目状の酸化物＞
鋼板の表層部において熱延工程中に形成される、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＦｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物は、曲げ疲労特性および塗装後の耐食性を劣化させる。この網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さ（深さ）が０．５μｍ以上であると曲げ加工性と曲げ疲労特性と塗装後の耐食性が低下することから、その適正範囲を０．５μｍ以下と限定した。なお、曲げ加工性や曲げ疲労特性に影響を与える酸化物は熱延工程で母材の表面近傍の結晶粒界に形成される網目状の酸化物であり、精錬・鋳造工程で形成され鋼中に一様に分散する酸化物は含まない。また、内部酸化物（結晶粒の内部に析出する酸化物）は、粒状の形態のものも表層部には存在するが、母材の結晶粒界に析出する網目状の形態のものよりは曲げ加工性や曲げ疲労特性に及ぼす影響は小さいと考えられる。そのため、本発明においては、粒状の内部酸化物については特に限定せず、表層部の結晶粒界に形成される網目状の酸化物について限定する。
鋼板の表層部において熱延工程中に形成される、Ｓｉ、Ａｌ、ＭｎおよびＦｅのうちの１種又は２種以上を含有する網目状の酸化物は、曲げ疲労特性および塗装後の耐食性を劣化させる。この網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さ（深さ）が０．５μｍ以上であると曲げ加工性と曲げ疲労特性と塗装後の耐食性が低下することから、その適正範囲を０．５μｍ以下と限定した。なお、曲げ加工性や曲げ疲労特性に影響を与える酸化物は熱延工程で母材の表面近傍の結晶粒界に形成される網目状の酸化物であり、精錬・鋳造工程で形成され鋼中に一様に分散する酸化物は含まない。また、内部酸化物（結晶粒の内部に析出する酸化物）は、粒状の形態のものも表層部には存在するが、母材の結晶粒界に析出する網目状の形態のものよりは曲げ加工性や曲げ疲労特性に及ぼす影響は小さいと考えられる。そのため、本発明においては、粒状の内部酸化物については特に限定せず、表層部の結晶粒界に形成される網目状の酸化物について限定する。
＜Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径＞
Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物は、析出強化に寄与する析出物である。しかしながら、その平均粒子径が１０ｎｍを超えると、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になるため、その適正範囲を１０ｎｍ以下に制限することが望ましい。なお、上記合金炭化物中には、Ｎ、Ｖ、Ｍｏを少量含んでいても析出強化への効果は何ら変わることは無い。Ｔｉを含有する合金炭化物は、ＴｉとＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。同様に、Ｎｂを含有する合金炭化物は、ＮｂとＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。また、ＴｉとＮｂの両方とＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。
Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物は、析出強化に寄与する析出物である。しかしながら、その平均粒子径が１０ｎｍを超えると、最大引張強度７２０ＭＰａ以上を確保することが困難になるため、その適正範囲を１０ｎｍ以下に制限することが望ましい。なお、上記合金炭化物中には、Ｎ、Ｖ、Ｍｏを少量含んでいても析出強化への効果は何ら変わることは無い。Ｔｉを含有する合金炭化物は、ＴｉとＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。同様に、Ｎｂを含有する合金炭化物は、ＮｂとＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。また、ＴｉとＮｂの両方とＣの他にＮ、Ｖ、Ｍｏを含有しても構わない。
なお、Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の粒子径は、電解研磨あるいはイオン研磨により薄膜化したサンプルについて鋼中の析出物をＴＥＭで観察するか、電解抽出した残渣をＴＥＭで観察し、１００個以上の合金炭化物の円相当粒子径として算出する。
＜鋼板の最大引張強度＞
本発明においては、鋼板の最大引張強度が７２０ＭＰａ未満であると、部材の軽量化効果が小さくなることから、その範囲を７２０ＭＰａ以上とする。
本発明においては、鋼板の最大引張強度が７２０ＭＰａ未満であると、部材の軽量化効果が小さくなることから、その範囲を７２０ＭＰａ以上とする。
＜降伏比：０．８２以下＞
疲労特性が要求される自動車やトラックの部材に適用するためには、優れた伸びや張り出し成形性や曲げ加工性を有する必要がある。ＹＰ／ＴＳ（ＹＰ：降伏応力、ＴＳ：引張強度）で定義される降伏比ＹＲが０．８２を超えると、成形中に破断あるいは割れを生じて部材の成形が出来ない場合があるので、降伏比は０．８２以下であることが好ましい。
疲労特性が要求される自動車やトラックの部材に適用するためには、優れた伸びや張り出し成形性や曲げ加工性を有する必要がある。ＹＰ／ＴＳ（ＹＰ：降伏応力、ＴＳ：引張強度）で定義される降伏比ＹＲが０．８２を超えると、成形中に破断あるいは割れを生じて部材の成形が出来ない場合があるので、降伏比は０．８２以下であることが好ましい。
［高強度熱延鋼板の製造方法］
次に、本発明の熱延鋼板を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、上記成分組成からなるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水（板上水）が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、５３０℃以下で巻き取る方法である。
次に、本発明の熱延鋼板を製造する方法について説明する。本発明の製造方法は、上記成分組成からなるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水（板上水）が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、５３０℃以下で巻き取る方法である。
まず、上記成分組成からなるスラブを加熱し、その後、粗圧延、仕上げ圧延を順次行う。この際、スラブの加熱条件、粗圧延の条件は特に限定されるものではなく、従来から用いられている各条件を採用することができる。
本発明において、仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から仕上げ圧延の終了までの間に鋼板の表面上に存在する水（板上水）は、鋼板の表層部における網目状の酸化物の形成に影響を与える重要な因子である。通常、仕上げ圧延工程においては、デスケーリングで使用した高圧水や、圧延ロールを冷却するために使用した水、および圧延ロール間で鋼板を冷却するための水が鋼板の表面上に乗っている状態になる。デスケーリングの終了から仕上げ圧延の終了までの間に鋼板の表面上に水が乗っていない状態が３秒未満であると、表層部における網目状の酸化物が過剰に残留し、曲げ疲労特性が低下する。このため、鋼板の表面上に水が乗っていない状態の保持時間の適正範囲を３秒以上とした。好ましくは４秒以上保持する。
なお、鋼板の表面上に水が乗っていない状態を実現し、その状態を保持する方法については特に限定しない。例えば、鋼板の進行方向に対して直交する方向（側面側の方向）から空気等の気体を噴射して鋼板の表面上の水分を除去する方法がある。
仕上げ圧延の終了温度ＦＴは、表層部における酸化の挙動と鋼板の金属組織を制御する上で重要な製造パラメータである。仕上げ圧延の終了温度が８５０℃未満であると、表層部における網目状の酸化物の厚さが増大すると共に、上述したような金属組織を適正化することが困難になる。このため、本発明では、仕上げ圧延の終了温度の適正範囲を８５０℃以上に制限した。なお、好ましくは８７０℃以上とする。
仕上げ圧延の終了温度ＦＴ〜Ａｒ３温度の間の冷却速度は、鋼のミクロ組織と強度に影響を及ぼす重要な製造パラメータである。この温度間の平均冷却速度が２５℃／ｓ未満であると、フェライトの面積率を適正化できなくなる。このため、本発明では、ＦＴ〜Ａｒ３温度の間における平均冷却速度の適正範囲を２５℃／ｓ以上とした。好ましくは４５℃／ｓ以上とする。
なお、Ａｒ３温度は下記（１）式によって計算する。
Ａｒ３（℃） ＝ ９１０−３１０×Ｃ＋３３（Ｓｉ＋Ａｌ）−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ ・・・ （１）
但し、上記（１）式において、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３（℃） ＝ ９１０−３１０×Ｃ＋３３（Ｓｉ＋Ａｌ）−８０×Ｍｎ−２０×Ｃｕ−１５×Ｃｒ−５５×Ｎｉ−８０×Ｍｏ ・・・ （１）
但し、上記（１）式において、各元素記号は、各元素の含有量（質量％）を示す。
Ａｒ３温度〜７３０℃間の冷却速度は、表層部における網目状の酸化物の形成に影響を及ぼす重要な製造パラメータである。この温度間の平均冷却速度が３０℃／ｓ未満であると、網目状の酸化物が形成される表面からの深さが大きくなる。このため、本発明では、Ａｒ３温度〜７３０℃間における平均冷却速度の適正範囲を３０℃／ｓ以上とした。好ましくは、３５℃／ｓ以上とする。
７３０〜６７０℃間の冷却速度は、鋼中のフェライトの面積率を確保するための重要な製造パラメータである。この温度間の平均冷却速度が１２℃／ｓを超えると、５０％以上のフェライトを確保することが困難になるため、その適正範囲を１２℃／ｓ以下とした。好ましくは１０℃／ｓ以下とする。
６７０〜５５０℃間の冷却速度は、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率を適正にするための重要な製造パラメータである。この温度範囲の平均冷却速度が２０℃／ｓ未満であると、パーライトが形成され、打抜き破断面の粗さが増大する結果、打抜き部疲労特性が低下する。このため、本発明では、その適正範囲を２０℃／ｓ以上とした。好ましくは２５℃／ｓ以上とする。
次に、本発明の製造方法において、鋼板を巻き取る際の温度は、適正なマルテンサイト量と残留オーステナイト量を得るために重要な製造パラメータである。巻き取り温度が５３０℃を超えると、適正量のマルテンサイトと残留オーステナイトが得られず、パーライトも形成されやすくなる。その結果、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の疲労特性が低下する。このため、本発明では、鋼板の巻き取り温度の適正範囲を５３０℃以下の範囲内に制限した。好ましくは５１０℃以下とする。
スキンパス圧延あるいはレベラー圧延は特に必須ではない。しかし、これらは形状矯正や時効性、さらには疲労特性の改善に奏効するので、後述する酸洗後、または酸洗前に行ってもよい。スキンパス圧延を行う場合には、圧下率の上限を３％とすることが望ましい。３％を超えると、鋼板の成形性が損なわれるからである。
熱間圧延の終了後に酸洗を行い、母材の表面に付着した黒皮（スケール）を除去する。熱間圧延の終了後の酸洗は網目状の粒界酸化物をある程度除去する効果を有する。しかし、前記したような製造方法を行わなければ、熱間圧延の終了後の酸洗工程のみで目的とする網目状の粒界酸化物層厚さを低減することは困難である。
次に、上述してきた熱延鋼板にさらにめっき処理あるいは合金化めっき処理を施しても良い。
まず、熱延鋼板を酸洗後、例えば連続亜鉛めっき設備あるいは連続焼鈍亜鉛めっき設備を用いて、鋼板を加熱する。次いで、鋼板をめっき浴中に浸漬させて溶融めっきを施し、熱延鋼板の表面にめっき層を形成する。
この場合、鋼板の加熱温度が８００℃を超えると、鋼板の金属組織が変化し、さらに表層部において網目状の酸化物を含有する領域の板厚方向の厚さが増加し、疲労特性が確保できなくなる。このため、加熱温度の適正範囲を８００℃以下に制限する。
さらに溶融めっきを施した後に、めっき合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき層としてもよい。
なお、めっきの種類は特に限定するものではない。前記加熱温度の上限が８００℃以下であれば、いずれのめっきの種類であっても構わない。
次に、本発明の熱延鋼板について各特性の評価方法を説明する。
本発明の熱延鋼板の曲げ疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に記載の方法に従い、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、２００万回疲労限度（２００万回の繰返し応力を受けても疲労破壊に至らない応力の限度値）で評価し、｛疲労限度／ＴＳ（引張強度）｝から疲労限度比を算出した。本発明の熱延鋼板では疲労限度比で０．４５以上を確保することが出来る。
本発明の熱延鋼板の曲げ疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に記載の方法に従い、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、２００万回疲労限度（２００万回の繰返し応力を受けても疲労破壊に至らない応力の限度値）で評価し、｛疲労限度／ＴＳ（引張強度）｝から疲労限度比を算出した。本発明の熱延鋼板では疲労限度比で０．４５以上を確保することが出来る。
また、打抜き部の疲労特性は、簡易的に以下の方法で評価することができる。
即ち、ピアス穴を中心部に有する曲げ試験片を作製し、平面曲げ疲労試験により、２００万回疲労限度あるいは疲労限度比（＝疲労限度／ＴＳ）を評価する。ここで、φ１０ｍｍの新品パンチを用いて、クリアランス１０％の条件でピアス穴を打ち抜き、試験片幅３０ｍｍの試験片を用いて曲げ疲労試験を行った場合、本発明の熱延鋼板においては、疲労限度比：０．３６以上を確保することができる。また、本発明においては、疲労限度比：０．３９以上がより好ましい範囲である。
即ち、ピアス穴を中心部に有する曲げ試験片を作製し、平面曲げ疲労試験により、２００万回疲労限度あるいは疲労限度比（＝疲労限度／ＴＳ）を評価する。ここで、φ１０ｍｍの新品パンチを用いて、クリアランス１０％の条件でピアス穴を打ち抜き、試験片幅３０ｍｍの試験片を用いて曲げ疲労試験を行った場合、本発明の熱延鋼板においては、疲労限度比：０．３６以上を確保することができる。また、本発明においては、疲労限度比：０．３９以上がより好ましい範囲である。
また、鋼板の曲げ加工特性は、ＪＩＳ Ｚ２２４８に記載の方法に従い、押し曲げ法により曲げ角度１８０°、内側半径１．５ｔ（ｔは鋼板の板厚）での試験を行った。本発明の熱延鋼板においては、曲げ頭頂部におけるき裂または破断が観察されずに良好な曲げ加工性を確保できる。
以上説明したような本発明に係る熱延鋼板によれば、上記構成により、優れた曲げ加工性と塗装耐食性と疲労耐久性が得られる。従来の鋼板では、腐食による減肉量を見込んだ部品板厚が設定されていた。これに対し、本発明の熱延鋼板は、優れた塗装耐食性が得られることから部品の板厚を薄くすることが可能となり、自動車あるいはトラック等の軽量化が可能となる。また、従来の鋼板においては、高強度化を施した場合でも打抜き部の疲労強度がほとんど改善されなかった。これに対し、本発明の熱延鋼板は、優れた母材の曲げ疲労特性と打抜き部の疲労特性を具備し、さらに優れた曲げ加工性を有することから、部材の軽量化に極めて好適である。
また、本発明の熱延鋼板の製造方法によれば、上記手順並びに条件を採用することにより、曲げ加工性と電着塗装後の耐食性と疲労耐久性に優れた最大引張強度７２０ＭＰａ以上の熱延鋼板を製造することが可能となる。
以下、本発明に係る熱延鋼板の実施例を挙げ、本発明をより具体的に説明する。但し、本発明は、下記実施例に限定されるものではなく、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。
まず、表１に示す鋼成分を有するＡ〜Ｘのスラブを鋳造した後、このスラブを１０５０〜１３００℃の範囲内で再加熱し、粗圧延を行った。次いで、表２に示す条件で仕上げ圧延、冷却、巻取りを行って熱延鋼板を製造した。仕上げ圧延前のデスケーリングから仕上げ圧延の終了までの間における鋼板の表面に水が無い状態の時間、仕上げ圧延の終了温度、冷却条件、巻取り温度を変化させた。次いで、酸洗処理を行い、鋼板の表面のスケールを取り除いたものについて評価試験を行った。
また、試験番号Ａ−１２については、試験番号Ａ−１で得られた熱延鋼板を、酸洗後、６５０℃で焼鈍処理を行い、引き続き亜鉛めっき処理を行った。試験番号Ａ−１３については、試験番号Ａ−１で得られた熱延鋼板を、酸洗後、６００℃で焼鈍処理を行い、引き続き亜鉛めっき処理及び亜鉛めっきの合金化処理を行った。
そして、上記手順で得られた本発明例の熱延鋼板及び比較例の熱延鋼板について、以下に説明するような評価試験を行った。なお、表２に示す「試験番号」の先頭に付しているアルファベットは、表１に示した鋼記号に対応している。
そして、上記手順で得られた本発明例の熱延鋼板及び比較例の熱延鋼板について、以下に説明するような評価試験を行った。
鋼板の疲労特性は、ＪＩＳ Ｚ２２７５に記載の方法に従って、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、２００万回疲労限度で評価し、｛疲労限度／ＴＳ（引張強度）｝から疲労限度比を算出した。なお、この疲労限度比が０．４５以上のものを良好として評価した。
打抜き部の疲労特性は、ピアス穴を中心部に有する曲げ試験片を用いて、ＪＩＳ Ｚ２２７５に記載の方法に従って、応力比＝−１の条件下で平面曲げ疲労試験を行い、２００万回疲労限度で評価し、｛疲労限度／ＴＳ（引張強度）｝から疲労限度比を算出した。ここで、ピアス穴を設ける打抜き加工は、φ１０ｍｍの新品パンチを用いて、クリアランス１０％の条件で行った。なお、この疲労限度比が０．３９以上を打抜き部の疲労特性が良好なものとして評価した。
鋼板の曲げ加工特性は、試験片の長手が圧延方向に直角になるように採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８に記載の方法に従い、押し曲げ法により曲げ角度１８０°、内側半径１．５ｔ（ｔは鋼板の板厚）での試験を行った。曲げ頭頂部におけるき裂または破断が観察されないものを○（良好）と評価した。
鋼板の引張特性は、各々の鋼板からＪＩＳ５号試験片を採取し、引張方向が圧延方向垂直方向（Ｃ方向）になるような条件で引張試験を行い評価した。
鋼板の表層部において網目状の酸化物が存在する領域の厚さは、ＳＥＭ観察により鋼板断面の金属組織を観察し、３か所以上の観察領域の平均値として決定した。
塗装耐食性については、まず、酸洗した熱延鋼板を脱脂し、次いで、前処理としてリン酸亜鉛処理（化成処理）を行った後、カチオン電着塗装を２５μｍの厚さで行い、最後に１７０℃で２０分間の焼き付け処理を行った。そして、電着塗装の表面に線状の疵を付与した後、ＪＩＳ Ｚ２３７１に記載の方法に従って２００ｈの塩水噴霧試験（ＳＳＴ試験）を行い、この試験後に、テープ剥離試験を行った際の塗膜の剥離幅を測定した。そして、塗膜の剥離幅が２ｍｍ以下のものを「○（耐食性良好）」、２ｍｍを超えるものを「×（耐食性不良）」として二段階評価した。
表１に鋼成分の一覧を示すとともに、表２に、作製した熱延鋼板の網目状の酸化物の表面からの厚み、曲げ疲労特性、打抜き部の疲労特性、引張強さ（ＴＳ）、降伏比、曲げ加工性の評価結果の一覧を示す。なお、表２において、各見出しは以下の項目を示す。
ｔ：デスケーリングから仕上げ圧延の終了までの間で鋼板の上に水が存在しない時間（秒）
ＦＴ：仕上げ圧延の終了温度（℃）
ＣＲ１：ＦＴ〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ２：Ａｒ３温度〜６７０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ３：７３０〜６７０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ４：６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＴ：巻き取り温度（℃）
ｄＭＣ：Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径（ｎｍ）
ｆＦ：フェライトの面積率（％）
ｆＭ：マルテンサイトの面積率（％）
ｆγ：残留オーステナイトの体積率（％）
ｆＰ：パーライトの面積率（％）
ｈｏｘ：表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さ(μｍ)
ＥＬ：鋼板の全伸び（％）
σｗ／ＴＳ：疲労限度比
σｗｐ／ＴＳ：ピアス穴付き試験片での疲労限度比
ｔ：デスケーリングから仕上げ圧延の終了までの間で鋼板の上に水が存在しない時間（秒）
ＦＴ：仕上げ圧延の終了温度（℃）
ＣＲ１：ＦＴ〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ２：Ａｒ３温度〜６７０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ３：７３０〜６７０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＲ４：６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度（℃／ｓ）
ＣＴ：巻き取り温度（℃）
ｄＭＣ：Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径（ｎｍ）
ｆＦ：フェライトの面積率（％）
ｆＭ：マルテンサイトの面積率（％）
ｆγ：残留オーステナイトの体積率（％）
ｆＰ：パーライトの面積率（％）
ｈｏｘ：表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さ(μｍ)
ＥＬ：鋼板の全伸び（％）
σｗ／ＴＳ：疲労限度比
σｗｐ／ＴＳ：ピアス穴付き試験片での疲労限度比
表２に示すように、本発明の範囲内である本発明例の熱延鋼板は、何れも、曲げ疲労限度比が０．４５以上であり、ピアス穴打ち抜きした曲げ疲労限度比が０．３９以上であり、塗装後の耐食性の評価が「○」であり、曲げ加工性の評価が「○」であり、鋼板の引張強度ＴＳが７２０ＭＰａ以上であった。これにより、本発明の熱延鋼板が、曲げ加工性と塗装耐食性と鋼板および打抜き部の曲げ疲労特性に優れていることが明らかとなった。
これに対して、比較例の熱延鋼板は、本発明における上記各規定の少なくとも何れかが範囲外となっていることから、曲げ加工性か塗装耐食性か打抜き部疲労特性の少なくとも何れかが劣る結果となった。
試験番号Ａ−３、Ｄ−１は、鋼板の上に水が存在していない時間ｔが短いために、母材の表層部における網目状の酸化物が存在する領域が厚く、鋼板および打ち抜き部の曲げ疲労特性が低く、塗装後耐食性も不良となった。
試験番号Ａ−４は、仕上げ圧延の終了温度ＦＴが適正範囲以下であったため、網目状の酸化物が存在する領域が厚く、鋼板および打ち抜き部の曲げ疲労特性が低く、塗装後耐食性も不良となった。
試験番号Ｋ−１、Ｍ−１、Ｎ−１、Ｓ−１、Ｗ−１は、鋼成分が適正でないために、地鉄表層の内部酸化層が厚く、原板および打ち抜き部の曲げ疲労特性が低く、塗装後耐食性も不良となった。
試験番号Ａ−１０、Ａ−１１、Ｄ−３、Ｄ−４は、Ａｒ３〜７３０℃間の冷却速度が遅く、表層部に存在する網目状の酸化物が厚くなったため、曲げ加工性と疲労特性が低下した。
試験番号Ａ−５は、ＦＴ〜Ａｒ３間の冷却速度が遅く、７３０〜６７０℃間の冷却速度が速かったため、フェライト分率が低く、打ち抜き部の曲げ疲労特性が低下した。
試験番号Ａ−６、Ａ−７、Ｉ−１、Ｖ−１は、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が少ないため、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の曲げ疲労特性が低下した。
試験番号Ｊ−１、Ｌ−１、Ｕ−１は、鋼成分が適正でないために、フェライトの面積率が低いか、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が適正範囲外か、あるいはパーライトの面積率が高くなり、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の曲げ疲労特性が低下した。
試験番号Ｉ−１、Ｑ−１、Ｓ−１は鋼成分が適正でないために、最大引張強度（ＴＳ）が適正範囲外になった。
試験番号Ｏ−1、Ｐ−１は、Ｐ量あるいはＳ量が過大であったために、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の曲げ疲労特性が低下した。
試験番号Ｒ−1、Ｔ−１は、Ｔｉ量、Ｎｂ量、あるいはＴｉ＋Ｎｂの合計量が過大であったために、打抜き破断面の粗さが増大し、打抜き部の曲げ疲労特性が低下した。
試験番号Ｘ−1は、疲労特性は良好であったものの、Ｔｉ＋Ｎｂの合計量が過少あったために、最大引張強度（ＴＳ）が適正範囲外になった。
以上説明した実施例の結果より、本発明の熱延鋼板およびその製造方法が、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上の高強度の熱延鋼板に電着塗装を施した場合であっても、良好な曲げ加工特性、良好な耐食性並びに母材及び打抜き部の曲げ疲労特性が得られることが明らかである。
本発明によれば、例えば、自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシー等の素材として好適な、曲げ加工性と、塗装耐食性と、母材及び打抜き部の疲労特性に優れた高強度の熱延鋼板を提供することが可能となる。このように、自動車やトラックのフレームやメンバー、シャシー等の部材に本発明を適用することにより、塗装後の耐食性や、打抜き加工を施した部材の疲労強度の向上、さらに、軽量化等のメリットを十分に享受することができ、産業上の効果は極めて高い。
１ 母材
１ａ 表面
２ 網目状の酸化物
３ スケール
１ａ 表面
２ 網目状の酸化物
３ スケール
［１０］
［１］〜［８］の何れか１項に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、
前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、
仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３温度〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、
５３０℃以下で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。
［１］〜［８］の何れか１項に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、
前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、
仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３温度〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、
５３０℃以下で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。
［１１］
［９］に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、
［１０］に記載の方法で得られた熱延鋼板を酸洗後、８００℃以下に加熱し、めっき浴中に浸漬させる、熱延鋼板の製造方法。
［９］に記載の熱延鋼板を製造する方法であって、
［１０］に記載の方法で得られた熱延鋼板を酸洗後、８００℃以下に加熱し、めっき浴中に浸漬させる、熱延鋼板の製造方法。
Claims (12)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であり、
鋼組織が、マルテンサイトと残留オーステナイトの面積率が合計で３〜２０％、フェライトの面積率が５０〜９６％、パーライトの面積率が３％以下であり、
表層部において網目状の酸化物が存在する領域の板厚方向の厚さが０．５μｍ未満であり、最大引張強度が７２０ＭＰａ以上である、熱延鋼板。 - Ｔｉを含有する合金炭化物とＮｂを含有する合金炭化物の平均粒子径が１０ｎｍ以下である、請求項１に記載の熱延鋼板。
- 降伏比が０．８２以下である、請求項１または２に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、Ｓｉ：０．００１〜０．２％である、請求項１〜請求項３の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、Ｖ：０．０１〜０．１２％である、請求項１〜請求項４の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０．０２〜２．０％である、請求項１〜請求項５の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、Ｂ：０．０００３〜０．００５％である、請求項１〜請求項６の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０．０００３〜０．０１％である、請求項１〜請求項７の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 表面にめっきあるいは合金化めっきが施されている、請求項１〜請求項８の何れか１項に記載の熱延鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１５％、
Ｓｉ：０〜０．２％、
Ａｌ：０．５〜３．０％、
Ｍｎ：１．２〜２．５％、
Ｐ：０．１％以下、
Ｓ：０．０１％以下、
Ｎ：０．００７％以下、
Ｔｉ：０．０３〜０．１０％、
Ｎｂ：０．００８〜０．０６％、
Ｖ：０〜０．１２％、
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏの１種又は２種以上：合計で０〜２．０％、
Ｂ：０〜０．００５％、
Ｃａ、Ｍｇ、Ｌａ、Ｃｅの１種又は２種以上：合計で０〜０．０１％
であり、
ＳｉおよびＡｌの合計量：０．８×（Ｍｎ−１）％以上、
ＴｉおよびＮｂの合計量：０．０４〜０．１４％
であり、
残部がＦｅおよび不純物であるスラブを加熱して、粗圧延、仕上げ圧延を順次行い、
前記仕上げ圧延前のデスケーリングを行った後から前記仕上げ圧延の終了までの間において、鋼板の表面上に水が無い状態で３ｓ以上保持し、前記仕上げ圧延の終了温度を８５０℃以上とし、
仕上げ圧延の終了温度〜Ａｒ３温度の間の平均冷却速度が２５℃／ｓ以上、Ａｒ３温度〜７３０℃の間の平均冷却速度が３０℃／ｓ以上、７３０℃〜６７０℃の間の平均冷却速度が１２℃／ｓ以下、６７０〜５５０℃の間の平均冷却速度が２０℃／ｓ以上である冷却を行い、
５３０℃以下で巻き取る、熱延鋼板の製造方法。 - 請求項１０に記載の方法で得られた熱延鋼板を酸洗後、８００℃以下に加熱し、めっき浴中に浸漬させる、熱延鋼板の製造方法。
- さらに、めっきの合金化処理を行う、請求項１１に記載の熱延鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014501767A JP5574070B1 (ja) | 2012-09-27 | 2013-09-26 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (4)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012213728 | 2012-09-27 | ||
| JP2012213728 | 2012-09-27 | ||
| PCT/JP2013/076027 WO2014050954A1 (ja) | 2012-09-27 | 2013-09-26 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP2014501767A JP5574070B1 (ja) | 2012-09-27 | 2013-09-26 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP5574070B1 JP5574070B1 (ja) | 2014-08-20 |
| JPWO2014050954A1 true JPWO2014050954A1 (ja) | 2016-08-22 |
Family
ID=50388349
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014501767A Active JP5574070B1 (ja) | 2012-09-27 | 2013-09-26 | 熱延鋼板およびその製造方法 |
Country Status (12)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US9903023B2 (ja) |
| EP (1) | EP2902520B1 (ja) |
| JP (1) | JP5574070B1 (ja) |
| KR (1) | KR101654492B1 (ja) |
| CN (1) | CN104704136B (ja) |
| BR (1) | BR112015005020B1 (ja) |
| ES (1) | ES2714316T3 (ja) |
| IN (1) | IN2015DN02550A (ja) |
| MX (1) | MX2015002759A (ja) |
| PL (1) | PL2902520T3 (ja) |
| TW (1) | TWI475115B (ja) |
| WO (1) | WO2014050954A1 (ja) |
Families Citing this family (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US9869009B2 (en) * | 2013-11-15 | 2018-01-16 | Gregory Vartanov | High strength low alloy steel and method of manufacturing |
| WO2016132549A1 (ja) * | 2015-02-20 | 2016-08-25 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| BR112017013229A2 (ja) | 2015-02-20 | 2018-01-09 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel product |
| EP3263729B1 (en) | 2015-02-25 | 2019-11-20 | Nippon Steel Corporation | Hot-rolled steel sheet |
| WO2016135898A1 (ja) | 2015-02-25 | 2016-09-01 | 新日鐵住金株式会社 | 熱延鋼板 |
| JP6160783B2 (ja) * | 2015-05-26 | 2017-07-12 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板及びその製造方法 |
| JP6756088B2 (ja) * | 2015-06-11 | 2020-09-16 | 日本製鉄株式会社 | 冷間加工性に優れた熱延鋼板及びその製造方法 |
| JP6179584B2 (ja) | 2015-12-22 | 2017-08-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| GB2546808B (en) * | 2016-02-01 | 2018-09-12 | Rolls Royce Plc | Low cobalt hard facing alloy |
| GB2546809B (en) * | 2016-02-01 | 2018-05-09 | Rolls Royce Plc | Low cobalt hard facing alloy |
| BR112019000422B1 (pt) | 2016-08-05 | 2023-03-28 | Nippon Steel Corporation | Chapa de aço e chapa de aço galvanizada |
| CN109563580A (zh) | 2016-08-05 | 2019-04-02 | 新日铁住金株式会社 | 钢板及镀覆钢板 |
| CN106566986B (zh) * | 2016-11-10 | 2019-01-25 | 武汉钢铁有限公司 | 用于制造挖掘机动臂的高表面质量热轧钢板及制造方法 |
| MX2019008820A (es) * | 2017-01-27 | 2019-09-26 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero y lamina de acero revestida. |
| CN107419177A (zh) * | 2017-08-07 | 2017-12-01 | 武汉钢铁有限公司 | 用于汽车的抗拉强度为540MPa级的热轧酸洗钢及其制造方法 |
| CN107587054A (zh) * | 2017-09-06 | 2018-01-16 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 一种低碳当量易焊接380cl轮辋用钢及其生产方法 |
| KR102020381B1 (ko) * | 2017-12-22 | 2019-09-10 | 주식회사 포스코 | 내마모성이 우수한 강재 및 그 제조방법 |
| CN109594012A (zh) * | 2018-11-05 | 2019-04-09 | 包头钢铁（集团）有限责任公司 | 一种700MPa级稀土耐腐蚀车用钢带及其制备方法 |
| CN110747390B (zh) * | 2019-04-16 | 2021-05-25 | 敬业钢铁有限公司 | 一种高强度耐腐蚀船舶用钢及其制备方法 |
| CN110129681B (zh) * | 2019-06-20 | 2021-05-28 | 新疆八一钢铁股份有限公司 | 一种超高强度汽车结构钢生产方法 |
| CN112522608A (zh) * | 2020-11-18 | 2021-03-19 | 山东钢铁集团日照有限公司 | 一种590MPa以上级别增强成型性热镀锌双相钢及其制备方法 |
Family Cites Families (21)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH05179346A (ja) | 1991-12-31 | 1993-07-20 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 切欠き疲労強度の高い熱延鋼板の製造方法 |
| JP3464588B2 (ja) | 1997-04-04 | 2003-11-10 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度熱延鋼板とその製造方法 |
| JP3967868B2 (ja) * | 2000-05-25 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 成形性に優れた高強度熱延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
| JP2002317246A (ja) | 2001-04-19 | 2002-10-31 | Nippon Steel Corp | 切り欠き疲労強度とバーリング加工性に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法 |
| JP4180909B2 (ja) | 2002-12-26 | 2008-11-12 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| WO2004059024A1 (ja) | 2002-12-26 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corporation | 穴拡げ性、延性及び化成処理性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法 |
| JP4317418B2 (ja) * | 2003-10-17 | 2009-08-19 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性と延性に優れた高強度薄鋼板 |
| JP4460343B2 (ja) | 2004-04-13 | 2010-05-12 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| JP4469269B2 (ja) | 2004-12-20 | 2010-05-26 | 新日本製鐵株式会社 | 高周波磁気特性の優れた電磁鋼板とその製造方法 |
| TW200801208A (en) * | 2004-12-20 | 2008-01-01 | Nippon Steel Corp | A high strength electrical steel sheet and a method for producing the same |
| JP4469268B2 (ja) | 2004-12-20 | 2010-05-26 | 新日本製鐵株式会社 | 高強度電磁鋼板の製造方法 |
| JP5070732B2 (ja) | 2005-05-30 | 2012-11-14 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
| JP4484070B2 (ja) * | 2005-07-15 | 2010-06-16 | 住友金属工業株式会社 | 高張力熱延鋼板及びその製造方法 |
| US7887648B2 (en) * | 2005-12-28 | 2011-02-15 | Kobe Steel, Ltd. | Ultrahigh-strength thin steel sheet |
| JP4737761B2 (ja) | 2006-06-01 | 2011-08-03 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度−伸びバランスと疲労特性に優れた高強度熱延鋼板 |
| JP5087980B2 (ja) | 2007-04-20 | 2012-12-05 | 新日本製鐵株式会社 | 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 |
| CN101821419B (zh) * | 2007-10-25 | 2015-03-18 | 杰富意钢铁株式会社 | 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 |
| JP5369663B2 (ja) | 2008-01-31 | 2013-12-18 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5167487B2 (ja) * | 2008-02-19 | 2013-03-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2010159672A (ja) | 2009-01-07 | 2010-07-22 | Nissan Motor Co Ltd | エンジンの排気浄化装置 |
| JP5440431B2 (ja) * | 2010-07-14 | 2014-03-12 | 新日鐵住金株式会社 | 塗装耐食性と打抜き部疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
-
2013
- 2013-09-26 KR KR1020157007425A patent/KR101654492B1/ko active IP Right Grant
- 2013-09-26 TW TW102134757A patent/TWI475115B/zh not_active IP Right Cessation
- 2013-09-26 PL PL13841281T patent/PL2902520T3/pl unknown
- 2013-09-26 EP EP13841281.2A patent/EP2902520B1/en not_active Not-in-force
- 2013-09-26 IN IN2550DEN2015 patent/IN2015DN02550A/en unknown
- 2013-09-26 CN CN201380050693.9A patent/CN104704136B/zh active Active
- 2013-09-26 WO PCT/JP2013/076027 patent/WO2014050954A1/ja active Application Filing
- 2013-09-26 ES ES13841281T patent/ES2714316T3/es active Active
- 2013-09-26 JP JP2014501767A patent/JP5574070B1/ja active Active
- 2013-09-26 US US14/430,410 patent/US9903023B2/en active Active
- 2013-09-26 BR BR112015005020A patent/BR112015005020B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2013-09-26 MX MX2015002759A patent/MX2015002759A/es unknown
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| EP2902520A1 (en) | 2015-08-05 |
| PL2902520T3 (pl) | 2019-06-28 |
| MX2015002759A (es) | 2015-05-15 |
| US20150218708A1 (en) | 2015-08-06 |
| ES2714316T3 (es) | 2019-05-28 |
| BR112015005020B1 (pt) | 2020-05-05 |
| US9903023B2 (en) | 2018-02-27 |
| EP2902520B1 (en) | 2019-01-02 |
| CN104704136B (zh) | 2016-08-24 |
| TW201425601A (zh) | 2014-07-01 |
| TWI475115B (zh) | 2015-03-01 |
| KR101654492B1 (ko) | 2016-09-05 |
| IN2015DN02550A (ja) | 2015-09-11 |
| KR20150038730A (ko) | 2015-04-08 |
| WO2014050954A1 (ja) | 2014-04-03 |
| CN104704136A (zh) | 2015-06-10 |
| JP5574070B1 (ja) | 2014-08-20 |
| BR112015005020A2 (pt) | 2017-07-04 |
| EP2902520A4 (en) | 2016-03-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5574070B1 (ja) | 熱延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5983895B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| TWI438285B (zh) | 高強度鋼板及其製造方法 | |
| KR101621639B1 (ko) | 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법 | |
| WO2019106895A1 (ja) | 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| US20160060722A1 (en) | Hot-stamped steel, cold-rolled steel sheet and method for producing hot-stamped steel | |
| JP6791371B2 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| KR102242067B1 (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
| WO2013046476A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP2017048412A (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法 | |
| TWI518186B (zh) | 高強度熱軋鋼板及其製造方法 | |
| WO2013118679A1 (ja) | 高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| WO2016178430A1 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
| TWI518187B (zh) | 高強度熱軋鋼板及其製造方法 | |
| CN108603262B (zh) | 高屈服比型高强度镀锌钢板及其制造方法 | |
| JPWO2017033222A1 (ja) | 鋼板 | |
| JP5305149B2 (ja) | 成形性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5870861B2 (ja) | 疲労特性と延性に優れ、且つ延性の面内異方性の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| TWI515309B (zh) | 高強度熱軋鋼板及其製造方法 | |
| WO2020203943A1 (ja) | 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6492869B2 (ja) | 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法 | |
| JP5659604B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| US20180371569A1 (en) | High strength cold-rolled steel sheet and hot- dip galvanized steel sheet having excellent hole expansion, ductility and surface treatment properties, and method for manufacturing same | |
| JP6947327B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| JPWO2018163871A1 (ja) | 高強度熱延めっき鋼板 |
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: 20140603 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20140616 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5574070 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |