TWI600775B - 熱軋鋼板 - Google Patents

熱軋鋼板 Download PDF

Info

Publication number
TWI600775B
TWI600775B TW105105213A TW105105213A TWI600775B TW I600775 B TWI600775 B TW I600775B TW 105105213 A TW105105213 A TW 105105213A TW 105105213 A TW105105213 A TW 105105213A TW I600775 B TWI600775 B TW I600775B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel sheet
hot
rolled steel
content
grain
Prior art date
Application number
TW105105213A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201638357A (zh
Inventor
杉浦夏子
吉田充
首藤洋志
橫井龍雄
脇田昌幸
Original Assignee
新日鐵住金股份有限公司
Priority date (The priority date 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 date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by 新日鐵住金股份有限公司 filed Critical 新日鐵住金股份有限公司
Publication of TW201638357A publication Critical patent/TW201638357A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI600775B publication Critical patent/TWI600775B/zh

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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/26—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
    • 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
    • C21D2201/00—Treatment for obtaining particular effects
    • C21D2201/05—Grain orientation
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Description

熱軋鋼板 發明領域
本發明係有關於一種具有優異的加工性之熱軋鋼板，特別是有關於具有優異的延伸凸緣性之熱軋鋼板。
發明背景
近年來，對於以提高汽車的燃料消耗率作為目的之各種構件的輕量化之要求，被使用在構件之藉由鐵合金等鋼板的高強度化而得到薄壁化、Al合金等的輕金屬，應用在各種構件係進展中。但是，相較於鋼等的重金屬，雖然Al合金等的輕金屬係具有比強度較高的優點，但是具有顯著地較昂貴的缺點。因此，Al合金等輕金屬的應用係被限定在特殊的用途。因而，為了將各種構件的輕量化更廉價地應用在廣闊的範圍，係要求藉由鋼板高強度化來得到薄壁化。
使鋼板高強度化時，通常成形性(加工性)等的材料特性劣化。因此，在高強度鋼板的開發，不使材料特性劣化而能夠謀求高強度化係重要的課題。特別是被使用作為內板構件、構造構件、車盤構件等的汽車構件之鋼板，按照其用途而使其兼具延伸凸緣加工性、凸出成形加工性、 延展性、疲勞耐久性、耐衝撃性及耐蝕性等被要求之該等材料特性及強度係重要的。
例如，汽車構件之中，在佔有車體重量的約20%之構造構件、車盤構件等所使用的鋼板，係藉由剪切和沖切加工而進行切料和開洞之後，施行以延伸凸緣加工和凸出成形加工作為主體之壓製成形。因此，該等鋼板係被要良好的延伸凸緣性。
對於上述的課題，例如在專利文獻1，係揭示藉由限制TiC的尺寸而能夠提供一種具有優異的延展性、延伸凸緣性、材質均勻性之熱軋鋼板。
又，專利文獻2係揭示藉由規定氧化物種類、尺寸及個數密度而能夠提供一種具有優異的延伸凸緣性及疲勞特性的熱軋鋼板之發明。
而且，專利文獻3係揭示藉由規定肥粒鐵相的面積率及與第二相之硬度差，而能夠提供一種強度的偏差較小且具有優異的延展性及擴孔性的熱軋鋼板之發明。
但是，在上述的專利文獻1所揭示之技術，在鋼板的組織中必須確保使肥粒鐵相為95%以上。因此，為了確保充分的強度，即便設作590MPa級(TS為590MPa以上)時，必須含有0.08%以上的Ti。但是，在具有95%以上的軟質肥粒鐵相之鋼，藉由TiC的析出強化而確保590MPa以上的強度時，係成為延展性低落之問題。
又，在專利文獻2所揭示的技術，必須添加La、Ce等的稀有金屬。在專利文獻3所揭示的技術，必須將廉價的強化 元素之Si限定為0.1%以下。因而，在專利文獻2及3所揭示的技術，任一者均具有限制合金元素之課題。
又，如上述，近年來在汽車構件，應用高強度鋼板的要求提高。將高強度鋼板進行冷沖壓而成形時，在成形中從延伸凸緣成形的部位之邊緣容易產生龜裂。認為這是因為在坯料加工時，由於應變被導入沖切端面，引起加工硬化只有在邊緣部進展之緣故。先前，作為延伸凸緣性的試驗評價方法，係使用擴孔試驗。但是在擴孔試驗，應變至斷裂為止係幾乎未分布在圓周方向，因為在實際的零件加工時係存在有應變分布，所以存在斷裂部周邊的應變和應力的梯度係對斷裂臨界造成影響。因而，高強度鋼板時，即便在擴孔試驗係顯示充分的延伸凸緣性，在進行冷沖壓時，依照應變分布而有產生龜裂之情形。
在專利文獻1~3所揭示的技術，係在任一發明，均揭示藉由僅規定使用光學顯微鏡所觀察到的組織而能夠使擴孔性提升。但是不清楚考慮應變分布時是否亦能夠確保充分的延伸凸緣性。
先前技術文獻 專利文獻
專利文獻1：日本國際公開WO2013/161090號公報
專利文獻2：日本特開2005-256115號公報
專利文獻3：日本特開2011-140671號公報
發明概要
本發明係鑒於上述的問題點而進行研究。
本發明之目的，係廉價地提供一種能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。在本發明，所謂延伸凸緣性，係表示基於凸緣的臨界成形高度H(mm)與拉伸強度(MPa)的乘積而進行評價之值，其中該凸緣的臨界成形高度H(mm)係使用考慮應變分布的延伸凸緣性指標之鞍型延伸凸緣試驗法進行試驗的結果而得到；所謂具有優異的延伸凸緣性，係表示凸緣的臨界成形高度H(mm)與拉伸強度(MPa)的乘積為19500mm．MPa以上。又，所謂高強度，係表示拉伸強度為590MPa以上。
依照先前的見解，延伸凸緣性(擴孔性)的改善，係如專利文獻1~3所顯示，能夠藉由夾雜物控制、組織均質化、減低單一組織化及/或組織間的硬度差等來進行。換言之，先前係藉由控制使用光學顯微鏡所觀察到的組織而謀求改善延伸凸緣性等。
但是，本發明者等係鑒於即便僅控制使用光學顯微鏡所觀察到的組織，存在應變分布時亦有無法提升延伸凸緣性之情形，而著眼於各結晶粒的粒內方位差且進行專心研討。其結果，發現藉由將結晶粒內的方位差為5~14°之結晶粒在全結晶粒所佔有的比率控制成為一定範圍，能夠 使延伸凸緣性大幅度地提升。
本發明係基於上述見解而構成，其要旨係如以下。
(1)本發明的一態樣之熱軋鋼板，其化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Si：0.10~1.70%、Mn：0.60~2.50%、Al：0.01~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%、Cr：0~1.0%、B：0~0.10%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%，且限制為P：0.05%以下、S：0.010%以下、N：0.0060%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成；而且組織係以面積率計，含有5~60%的肥粒鐵及30~95%的變韌鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為20~100%。
(2)如上述(1)之熱軋鋼板，其中亦可以是拉伸強度為590MPa以上，前述拉伸強度與在鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的乘積為19500mm．MPa以上。
(3)如上述(1)或(2)之熱軋鋼板，其中亦可以是前述化學成分係以質量%計，含有選自Cr：0.05~1.0%、B：0.0005~0.10%之1種以上。
(4)如上述(1)至(3)項中任一項之熱軋鋼板，其中亦可以是前述化學成分係以質量%計，含有選自Mo：0.01~1.0%、Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01%~2.0%之1種以上。
(5)如上述(1)至(4)項中任一項之熱軋鋼板，其中亦可以是前述化學成分係以質量%計，含有選自Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%之1種以上。
依照本發明的上述態樣，能夠提供一種具有高強度之同時，能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。
圖1係在本實施形態之熱軋鋼板的1/4t部(在從板厚方向表面起算板厚的1/4位置)之藉由EBSD之解析結果。
圖2係顯示在鞍型延伸凸緣試驗法所使用之鞍型形狀成型品的形狀之圖。
用以實施發明之形態
以下，詳細地說明本發明的一實施形態之熱軋鋼板(以下，有稱為本實施形態之熱軋鋼板之情形)。
本實施形態之熱軋鋼板，其化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Si：0.10~1.70%、Mn：0.60~2.50%、Al：0.01~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%，並視需求而含有選自下列之一種以上：Cr：1.0%以下、B：0.10%以下、Mo：1.0%以下、Cu：2.0%以下、Ni：2.0%以下、Mg：0.05%以下、REM：0.05%以下、Ca：0.05%以下、Zr：0.05%以下，且限制為P：0.05%以下、S：0.010%以下、 N：0.006%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成。
又，組織係以面積率計，含有5~60%的肥粒鐵及30~95%的變韌鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為20~100%。
首先，說明本限定實施形態之熱軋鋼板的化學成分之理由。各成分的含量%為質量%。
C：0.020~0.070%
C係與Nb、Ti等鍵結而在鋼板中形成析出物，藉由析出強化而有助於提升鋼強度之元素。為了得到該效果而將C含量的下限設為0.020%。C含量的下限係以0.025%為佳，較佳C含量的下限為0.030%。另一方面，C含量大於0.070%時，變韌鐵中的方位分散有變大之傾向且粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。又，對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵増加且延伸凸緣性劣化。因此將C含量的上限設為0.070%。C含量的上限係以0.065%為佳，較佳C含量的上限為0.060%。
Si：0.10~1.70%
Si係有助於提升鋼強度之元素。又，Si係具有作為熔鋼的脫氧劑的任務之元素。為了得到該等效果而將Si含量的下限設為0.10%。Si含量的下限係以0.30%為佳，較佳Si含量的下限為0.50%，更佳的Si含量的下限為0.70%。另一方面，Si含量大於1.70%時，延伸凸緣性劣化或產生表面瑕疵。 又，變態點過度上升而產生必須提高輥軋溫度。此時，顯著地促進熱軋中的再結晶且粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。因此將Si含量的上限設為1.70%。Si含量的上限係以1.50%為佳，較佳Si含量的上限為1.30%。
Mn：0.60~2.50%
Mn係藉由固溶強化及/或藉由提升鋼的淬火性而有助於提升鋼強度之元素。為了得到該效果而將Mn含量的下限設為0.60%。Mn含量的下限係以0.70%為佳，較佳Mn含量的下限為0.80%。另一方面，Mn含量大於2.50%時，淬火性變為過剩，由於變韌鐵中的方位分散程度變大，所以粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落且延伸凸緣性劣化。因此將Mn含量的上限設為2.50%。Mn含量的上限係以2.30%為佳，較佳Mn含量的上限為2.10%。
Al：0.010~1.00%
Al係作為熔鋼的脫氧劑之有效元素。為了得到該效果而將Al含量的下限設為0.010%。Al含量的下限係以0.020%為佳，較佳Al含量的下限係以0.030%為佳。另一方面，Al含量大於1.00%時，熔接性、韌性等劣化。因此將Al含量的上限設為1.00%。Al含量的上限係以0.90%為佳，較佳Al含量的上限為0.80%。
Ti：0.015~0.170%
Ti係在鋼中微細地析出作為碳化物且藉由析出強化而使鋼強度提升之元素。又，Ti係藉由形成碳化物(TiC)而將C固定，且藉由延伸凸緣性而抑制生成有害的雪明碳鐵之元 素。為了得到該等效果而將Ti含量的下限設為0.015%。Ti含量的下限係以0.020%為佳，較佳Ti含量的下限為0.025%。另一方面，Ti含量大於0.170%時，延展性劣化。因此將Ti含量的上限設為0.170%。Ti含量的上限係以0.150%為佳，較佳Ti含量的上限為0.130%。
Nb：0.005~0.050%
Nb係在鋼中微細地析出作為碳化物，藉由析出強化而使鋼強度提升之元素。又，Nb係藉由形成碳化物(NbC)而將C固定且抑制生成對延伸凸緣性有害的雪明碳鐵之元素。為了得到該等效果而將Nb含量的下限設為0.005%。Nb含量的下限係以0.010%為佳，較佳Nb含量的下限為0.015%。另一方面，Nb含量大於0.050%時，延展性劣化。又，因為顯著地阻礙熱軋中的再結晶致使粒內方位差變為太大，其結果粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率低落。因此將Nb含量的上限設為0.050%。Nb含量的上限係以0.040%為佳，較佳Nb含量的上限為0.035%。
P：0.05%以下
P為不純物。因為P係使韌性、延展性、熔接性等劣化，所以P含量為越低越佳。但是，P含量大於0.05%時，因為延伸凸緣性的指標劣化為顯著的，所以P含量係限制在0.05%以下即可。較佳P含量為0.03%以下，更佳為0.02%以下。P的下限係不必特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將P含量的下限設為0.005%。
S：0.010%以下
S係不僅是引起熱軋時產生裂紋，而且是形成使延伸凸緣性劣化的A系夾雜物之元素。因此S含量為越低越佳。但是，S含量大為0.010%時，因為延伸凸緣性劣化為顯著的，所以將S含量的上限限制為0.010%即可。S含量係以0.005%以下為佳，較佳為0.003%以下。S的下限係沒有特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將S含量的下限設為0.001%。
N：0.0060%以下
N係比C更優先地與Ti及Nb形成析出物，而使對C的固定有效的Ti及Nb減少之元素。因此，N含量係較低為佳。但是，N含量大於0.0060%時，因為延伸凸緣性劣化為顯著的，所以將N含量限制在0.0060%以下即可。N含量係以0.0050%以下為佳。N含量的下限係沒有特別規定，但是因為從製造成本的觀點而言，過剩的減低為不佳，所以亦可將N含量設為0.0010%以上。
以上的化學元素，係在本實施形態之熱軋鋼板所含有的基本成分，含有該等元素且剩餘部分為由鐵及不純物所構成之化學組成，係本實施形態之熱軋鋼板的基本組成。但是，除了該基本成分以外(代替剩餘部分的Fe之一部分)，在本實施形態之熱軋鋼板，亦可進一步按照必要而含有選自以下的化學元素(選擇元素)之1種以上。因為以下的元素係未必需要含有，所以其含量的下限為0%。該等選擇元素係即便在鋼中不可避免地(例如小於各選擇元素的量之下限的量)混入，亦不損害在本實施形態之效果。
在此，所謂不純物，係意味著在工業上製造合金時，從礦石、廢料等的原料、或由於製造步驟的各種要因而混入鋼中之成分，且在不對本實施形態之熱軋鋼板特性造成不良影響的範圍被容許者。
Cr：0~1.0%
Cr係有助於提升鋼強度之元素。為了得到該效果之情況，係以含有0.05%以上的Cr為佳。另一方面，Cr含量大於1.0%時，其效果飽和且經濟性低落。因此含有Cr時，係以將Cr含量的上限設為1.0%為佳。
B：0~0.10%
B係提高淬火性且使硬質相之低溫變態生成相的組織分率増加之元素。為了得到該效果之情況，係以將B的含量設為0.0005%以上為佳。另一方面，B含量為0.10%以上時，效果飽和之同時，經濟性低落。因此含有B時，係以將B含量的上限設為0.10%為佳。
Mo：0.01~1.0%
Mo係使燒入性提升之同時，具有形成碳化物而提高強度的效果之元素。為了得到該等效果之情況，係以將Mo含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Mo含量大於1.0%時，延展性和熔接性有低落之可能性。因此含有Mo時，係以將Mo含量的上限設為1.0%為佳。
Cu：0.01~2.0%
Cu係提升鋼板強度之同時，使耐蝕性和鏽垢的剝離性提升之元素。為了得到該等效果之情況，係以將Cu含量設 為0.01%以上為佳。較佳為0.04%以上。另一方面，Cu含量大於2.0%時，擔心產生表面瑕疵。因此含有Cr時，係以將Cr含量的上限設為2.0%為佳，以設為1.0%為較佳。
Ni：0.01%~2.0%
Ni係提升鋼板強度之同時，使韌性提升之元素。為了得到該等效果之情況，係以將Ni含量設為0.01%以上為佳。另一方面，Ni含量大於2.0%時，延展性低落。因此含有Ni，亦以將Ni含量的上限設為2.0%為佳。
Ca：0.0001~0.05%
Mg：0.0001~0.05%
Zr：0.0001~0.05%
REM：0.0001~0.05%
Ca、Mg、Zr及REM，係任一者均是控制硫化物和氧化物的形狀而使韌性提升之元素。因而，為了該目的，係以將該等元素的1種或2種以上，各自含有0.0001%以上為佳。較佳為0.0005%。但是該等元素的含量為過剩時，延伸凸緣性劣化。因此含有該等元素時，亦以將含量的上限各自設為0.05%為佳。
其次，說明本實施形態之熱軋鋼板組織(金屬組織)。
本實施形態之熱軋鋼板，係在使用光學顯微鏡觀察之組織中，以面積率計含有5~60%的肥粒鐵及30~95%的變韌鐵。藉由設為此種組織，能夠良好地提升強度與加工性之平衡。肥粒鐵分率(面積率)小於5%時，延展性劣化且確保 通常汽車用構件等被要求的特性係變為困難。另一方面，肥粒鐵分率大於60%時，延伸凸緣性劣化、或得到所需要的鋼板強度變為困難。因此肥粒鐵分率係設為5~60%。
又，變韌鐵分率小於30%時，延伸凸緣性劣化。另一方面，變韌鐵分率大於95%時，延展性劣化。因此變韌鐵分率係設為30~95%。
肥粒鐵及變韌鐵以外的剩餘部分之組織係不必特別限定，例如可為麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵等。但是因為剩餘部分的組織分率較大時，擔心延伸凸緣性劣化，所以剩餘部分的比率以面積率計，較是合計設為10%以下。換言之，肥粒鐵與變韌鐵以面積率計，係以合計90%以上為佳。較佳是肥粒鐵與變韌鐵面積率計，合計為100%。
組織分率(面積率)，係能夠使用以下的方法來得到。首先，使用NITAL(硝酸乙醇腐蝕液)將從熱軋鋼板採取的試料進行蝕刻。在蝕刻後，藉由對使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而得到肥粒鐵及波來鐵的面積率、以及變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率。其次，藉由對使用雷培拉浸蝕(Lepara Etching)後的試料且使用光學顯微鏡於板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析，來算出殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計面積率。
而且，使用從輥軋面法線方向進行面研削至板厚1/4深度為止之試料，藉由X光繞射測定來求取殘留沃斯田鐵的體 積率。因為殘留沃斯田鐵的體積率係與面積率同等，所以將其設作殘留沃斯田鐵的面積率。
使用該方法，能夠得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各自的面積率。
本實施形態之熱軋鋼板，係將使用光學顯微鏡所觀察到的組織控制在上述範圍之後，而且必須控制使用EBSD法(電子射束後方散射繞射圖案解析法)而得到的粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，其中該EBSD法係大量地被使用在結晶方位解析。具體而言，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍的區域定義為結晶粒時，在全部的結晶粒之中，必須使內方位差為5~14°之前述結晶粒比率，以面積率計成為20%以上。
使5~14°的結晶粒比率以面積率計成為20%以上之理由，係因為小於20%時，無法得到所需要的鋼板強度與延伸凸緣性。因為5~14°的結晶粒比率係較高亦無妨，係以其上限為100%。
因為具有此種粒內方位差之結晶粒，係對得到強度與加工性的平衡優異之鋼板係有效的，所以藉由控制其比率，在維持所需要的鋼板強度之同時，能夠使延伸凸緣性提升。
在此，認為粒內的結晶方位差係與在該結晶粒所含有的差排密度有關聯。通常粒內的差排密度増加係帶來強度的提升，另一方面係使加工性降低。但是被控制成為粒內的方位差為5~14°之結晶粒，係不會使加工性降低而能 夠使強度提升。因此，在本實施形態之熱軋鋼板，係將粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率控制為20%以上。粒內的方位差為小於5°的結晶粒，雖然具有優異的加工性，但是高強度化為困難的；粒內的方位差為大於14°的結晶粒，因為在結晶粒內之變形能力為不同，所以對提升延伸凸緣性沒有幫助。
粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，能夠使用以下的方法來測定。
首先，針對從鋼板表面起算板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的輥軋方向垂直剖面，在對輥軋方向於200μm、輥軋面法線方向以0.2μm的測定間隔進行EBSD解析100μm的區域而得到結晶方位資訊。在此，EBSD解析係使用由熱電場放射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)所構成之裝置，以200~300點/秒的解析速度而實施。其次，對所得到的結晶方位資訊，將方位差15°以上且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒且計算結晶粒的粒內之平均方位差，來求取粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。上述所定義的結晶粒和粒內的平均方位差，係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。
在本發明所謂「粒內方位差」，係表示結晶粒內的方位分散之「結晶粒方位分散；Grain Orientation Spread(GOS)」，該值係能夠如在「藉由EBSD法及X光繞射法之在不鏽鋼的塑性變形之錯向(misorientation)解析」、木村英彥等人、日 本機械學會論文集(A編)、第71卷、第712期、2005年、第1722-1728頁所記載，以在相同結晶粒內之當作基準的結晶方位與全部測定點之間的錯向平均值之方式而求取。在本實施形態，當作基準的結晶方位係將相同結晶粒內的全部測定點平均化而成之方位，GOS之值係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)Version 7.0.1」而算出。
圖1係在本實施形態之熱軋鋼板的1/4t部之輥軋方向垂直剖面的100μm×100μm區域的EBSD解析結果。在圖1，被方位差為15°以上的晶界包圍之粒內的方位差為5~14°的區域係以灰色顯示。
在本實施形態，延伸凸緣性係藉由使用鞍型成型品之鞍型延伸凸緣試驗法而進行評價。具體而言，係進行壓製加工如圖2所顯示之由直線部及圓弧部所構成之模擬延伸凸緣形狀的鞍型形狀成型品，使用此時的臨界成形高度而進行評價延伸凸緣性。在本實施形態的鞍型延伸凸緣試驗，係使用將角隅的曲率半徑R設為50~60mm，將開口角θ設為120°之鞍型成型品，而測定將沖切角隅部時的間隙設為11%時之臨界成形高度H(mm)。在此，所謂間隙，係表示沖切擠壓模與衝頭之間隙和試片厚度之比。因為間隙係實際上依照沖切工具與板厚的組合而決定，所以11%係意謂著滿足10.5~11.5%的範圍。臨界成形高度的判定，係在成形後，藉由目視觀察是否存在具有板厚的1/3以上長度之龜裂，且設作不存在龜裂的臨界之成形高度。
先前作為對應延伸凸緣成形性的試驗法而使用之擴孔試驗，因為圓周方向的應變係幾乎未分布而達到斷裂，所以係與實際的延伸凸緣成形時斷裂部周邊的應變和應力梯度不同。又，擴孔試驗係在板厚貫穿之產生斷裂的時點之評價等，而不是反映原本的延伸凸緣成形之評價。另一方面，在本實施形態所使用的鞍型延伸凸緣試驗，因為能夠考慮應變分布而評價延伸凸緣性，所以是能夠反映原本的延伸凸緣成形之評價。
在本實施形態之熱軋鋼板，在肥粒鐵、變韌鐵等的光學顯微鏡組織能夠觀察到之各組織的面積率，係與粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率沒有直接關係。換言之，例如即便具有相同的肥粒鐵面積率及變韌鐵面積率之熱軋鋼板，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率未必相同。因而，只有控制肥粒鐵面積率、變韌鐵面積率，係無法得到相當本實施形態之熱軋鋼板之特性。
本實施形態之熱軋鋼板，係例如能夠藉由包含以下的熱軋步驟及冷卻步驟之製造方法而得到。
<關於熱軋步驟>
在熱軋步驟，係將具有上述的化學成分之鋼胚加熱且進行熱軋而得到熱軋鋼板。鋼胚加熱溫度係以設為下述式(a)表示之SRTmin℃以上且1260℃以下為佳。
SRTmin=7000/{2.75-log([Ti]×[C])}-273．．．(a)
在此，式(a)中的[Ti]、[C]係表示以質量%計之Ti、C的含量。
本實施形態之熱軋鋼板係含有Ti，鋼胚加熱溫度小於SRTmin℃時，Ti未充分地溶體化。在鋼胚加熱時，Ti未溶體化時，使Ti以碳化物(TiC)的方式而微細析出，致使藉由析出強化來提升鋼的強度係變為困難。又，由於生成碳化物(TiC)而將C固定，致使抑制對凸出成形性有害的雪明碳鐵之生成係變為困難。又，此時，因為粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率亦低落，乃是不佳。
另一方面，在鋼胚加熱步驟之加熱溫度大於1260℃時，因剝落致使產率低落。因此，加熱溫度係以設為SRTmin℃以上且1260℃以下為佳。
使粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率成為20%以上之情況，在對被加熱後的鋼胚進行之熱軋，將在精加工輥軋之後段3段(最後3道次)的累積應變設為0.5~0.6之後，進行後述之冷卻係有效的。這是因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒係藉由在較低的溫度以平衡異常狀態進行變態而生成，所以藉由將變態前的沃斯田鐵之差排密度限定在某範圍之同時，將隨後的冷卻速度限定在某範圍，而能夠控制粒內的方位差為5~14°之結晶粒的生成。
亦即，藉由控制在精加工輥軋之後段3段的累積應變及隨後的冷卻，因為能夠控制粒內的方位差為5~14°之結晶粒的核生成頻率及隨後的成長速度，結果亦能夠控制所得到的體積分率。更具體地，藉由精加工輥軋而被導入之沃斯田鐵的差排密度係主要與核生成頻率有關，而輥軋後的冷卻速度係主要與成長速度有關。
精加工輥軋之後段3段的累積應變小於0.5時，因為被導入之沃斯田鐵的差排密度為不充分，而粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於20%，乃是不佳。又，精加工輥軋之後段3段的累積應變大於0.6時，在熱軋中沃斯田鐵產生再結晶且變態時的積蓄差排密度低落。此時，因為粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率小於20%，乃是不佳。
在本實施形態所稱之精加工輥軋之後段3段的累積應變(ε eff.)，係能夠藉由以下的式(1)而求取。
εeff.=Σεi(t,T)．．．(1)
在此，ε i(t,T)=ε i0/exp{(t/τ R)2/3}、τR=τ0．exp(Q/RT)、τ 0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/K．mol，ε i0係表示軋縮時的對數應變，t係表示在該道次之即將冷卻前為止之累積時間，T係表示在該道次的輥軋溫度。
輥軋結束溫度係以設為Ar3℃以上為佳。將輥軋結束溫度設為小於Ar3℃時，變態前之沃斯田鐵的差排密度過度地提高，使粒內的方位差為5~14°之結晶粒成為20%以上係變為困難。
又，熱軋係包含粗軋及精加工輥軋，但是精加工輥軋係以使用串聯式輥軋機而進行為佳，其中該串聯式輥軋機係直線地配置複數台輥軋機且在1方向進行連續輥軋而得 到預定厚度。又，使用串聯式輥軋機而進行精加工輥軋時，係以在輥軋機與輥軋機之間進行冷卻(機架間冷卻)且以精加工輥軋中的鋼板溫度成為Ar3℃以上~Ar3+150℃以下的範圍之方式控制為佳。精加工輥軋時之鋼板的最高溫度大於Ar3+150℃時，因為粒徑變為太大，所以擔心韌性劣化。
藉由進行如上述的條件之熱軋而限定變態前之沃斯田鐵的差排密度範圍，以所需要的比率得到粒內的方位差為5~14°之結晶粒係變為容易。
Ar3係依照基於鋼板的化學成分且考慮軋縮對變態點的影響之下述式(2)而算出。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])．．．(2)
在此，[C]、[Si]、[P]、[Al]、[Mn]、[Mo]、[Cu]、[Cr]、[Ni]係各自表示C、Si、P、Al、Mn、Mo、Cu、Cr、Ni之以質量%計的含量。未含有的元素係設作0%而計算。
<關於冷卻步驟>
對熱軋後的熱軋鋼板進行冷卻。在冷卻步驟係對熱軋完成後的熱軋鋼板，以10℃/s以上的冷卻速度進行冷卻至650~750℃的溫度區域為止(第1冷卻)，在該溫度區域保持1~10秒鐘，隨後，以30℃/s以上冷卻速度進行冷卻至450~650℃的溫度區域為止(第2冷卻)。
第1冷卻的冷卻速度小於10℃/s時，因為粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。又，第1冷卻的冷卻停止溫度小於650℃時，因為得到以面積率計5%以 上的肥粒鐵變為困難之同時，粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。
又，第1冷卻的冷卻停止溫度大於750℃時，因為得到以面積率計30%以上的變韌鐵變為困難之同時，粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。又，在650~750℃的保持時間大於10秒時，容易生成對凸出成形性有害的雪明碳鐵之同時，得到以面積率計30%以上的變韌鐵變為困難，而且粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。在650~750℃的保持時間小於1秒時，因為以面積率計得到5%以上的肥粒鐵變為困難同時，粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。
又，第2冷卻的冷卻速度小於30℃/s時，因為容易生成對凸出成形性有害的雪明碳鐵易之同時，粒內的結晶方位差為5~14°之結晶粒比率低落，乃是不佳。第2冷卻的冷卻停止溫度小於450℃、或大於650℃時，以所需要的比率得到粒內的方位差為5~14°之結晶粒變為困難。
在第1冷卻、第2冷卻之冷卻速度的上限係不必特別限定，但是亦可考慮冷卻設備的設備能力而設為200℃/s以下。
依照上述的製造方法，能夠得到以下的組織：含有以面積率計為5~60%的肥粒鐵及30~95%的變韌鐵之同時，將被方位差為15°以上的邊界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為20~100%。
在上述的製造方法，藉由控制熱軋條件而對沃斯田鐵導入加工差排之後，藉由控制冷卻條件而使被導入的加工差排適當地殘留係重要的。亦即，即便單獨控制熱軋條件或冷卻條件，亦無法得到本實施形態之熱軋鋼板，同時控制熱軋條件及冷卻條件係重要的。針對上述以外的條件，例如第2冷卻之後，使用藉由眾所周知的方法進行捲取等之眾所周知的方法即可，不必特別限定。
實施例
以下，舉出本發明之熱軋鋼板的實施例而更具體地說明本發明，但是本發明係當然不被下述實施例限定，在能夠適合前、後述的趣旨之範圍亦能夠適當地施加變更，該等係任一者均被包含在本發明的技術範圍。
在本實施例，首先熔煉具有下述表1所顯示的組成之鋼而製造鋼片，將該鋼片加熱而進行熱粗軋之後，接著在下述表2表示的條件下，進行精加工輥軋。精加工輥軋後的板厚為2.2~3.4mm。表2所記載的Ar3(℃)，係採用表1所顯示的成分且使用下式(2)而求取。
Ar3=970-325×[C]+33×[Si]+287×[P]+40×[Al]-92×([Mn]+[Mo]+[Cu])-46×([Cr]+[Ni])．．．(2)
又，精加工3段的累積應變係從下式(1)求取。
εeff.=Σεi(t,T)．．．(1)
在此，ε i(t,T)=ε i0/exp{(t/τ R)2/3}、τR=τ0．exp(Q/RT)、 τ 0=8.46×10-6、Q=183200J、R=8.314J/K．mol、，ε i0係表示軋縮時的對數應變，t係表示在該道次即將冷卻前為止之累積時間，T係表示在該道次的輥軋溫度。
表1的空欄係意味著分析值小於檢測臨界。
對所得到的熱軋鋼板，求取各組織的組織分率(面積率)、及粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。組織分率(面積率)係藉由以下的方法來求取。首先，藉由使用NITAL蝕刻從熱軋鋼板所採取的試料。對蝕刻後使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而得到肥粒鐵及波來鐵的面積率、以及變韌鐵與麻田散鐵的合計面積率。其次，藉由對使用雷培拉浸蝕後的試料且使用光學顯微鏡在板厚的1/4深度位置於300μm×300μm的視野所得到的組織照相，進行影像解析而算出殘留沃斯田鐵與麻田散鐵的合計面積率。
而且，使用從輥軋面法線方向進行面研削至板厚的1/4深度為止之試料，藉由X光繞射測定而求取殘留沃斯田鐵的體積率。因為殘留沃斯田鐵的體積率係與面積率同等，所以將其設作殘留沃斯田鐵的面積率。
使用該方法，而得到肥粒鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵各自的面積率。
又，粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率，係使用以下的方法測定。首先，針對從鋼板表面在板厚t的1/4深度位置(1/4t部)的輥軋方向垂直剖面，在對輥軋方向於200μm、輥軋面法線方向以0.2μm的測定間隔進行EBSD解析100μm的區域而得到結晶方位資訊。在此，EBSD解析係使用由熱電場放射型掃描電子顯微鏡(JEOL製JSM-7001F)及EBSD檢測器(TSL製HIKARI檢測器)所構成之裝置，以200~300點/ 秒的解析速度而實施。其次，對所得到的結晶方位資訊，將方位差15°以上且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒且計算結晶粒的粒內之平均方位差，來求取粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率。上述所定義的結晶粒和粒內的平均方位差，係能夠使用附屬在EBSD解析裝置的軟體「OIM Analysis(註冊商標)」而算出。
其次，在拉伸試驗，係求取降伏強度及拉伸強度且藉由鞍型延伸凸緣試驗而求取臨界成形高度。又，將拉伸強度(MPa)與臨界成形高度(mm)的乘積設作延伸凸緣性的指標而進行評價，乘積為19500mm．MPa以上時，係判定具有優異的延伸凸緣性。
拉伸試驗係從輥軋方向為直角方向採取JIS5號拉伸試片，使用該試片而依據JISZ2241而進行試驗。
又，鞍型延伸凸緣試驗，係使用將角隅的曲率半徑設為R60mm，將開口角θ設為120°之鞍型成型品且將沖切角隅部時的間隙設為11%而進行。在此，所謂間隙，係表示沖切擠壓模與衝頭之間隙和試片厚度之比。又，臨界成形高度係在成形後，藉由目視觀察有無存在具有板厚的1/3以上長度之龜裂，且設為不存在龜裂的臨界之成形高度。
將結果顯示在表3。
從表3所顯示的結果能夠清楚明白，在較佳條件下將在本發明所規定的化學成分進行熱軋時(試驗No.1~17)，係能夠得到強度為590MPa以上且延伸凸緣性的指標為19500mm．MPa以上之高強度熱軋鋼板。
另一方面，製造No.18~24係使用化學成分為本發明的範圍外之鋼No.a~g之比較例。又，No.25~37係製造條件從期望的範圍脫離之結果，使用光學顯微鏡所觀察的組織及粒內的方位差為5~14°之結晶粒比率之任一者或雙方，係不滿足本發明的範圍之比較例。在該等例子，延伸凸緣性係不滿足目標值。又，在一部份的例子係拉伸強度亦變低。
產業上之利用可能性
依照本發明，能夠提供一種能夠應用在被要求嚴格的延伸凸緣性的構件之具有優異的延伸凸緣之高強度熱軋鋼板。因為該等鋼板係有助於提升汽車的燃料消耗率提升等，所以產業上之利用可能性高。

Claims (9)

  1. 一種熱軋鋼板，其特徵在於化學成分係以質量%計，含有C：0.020~0.070%、Si：0.10~1.70%、Mn：0.60~2.50%、Al：0.01~1.00%、Ti：0.015~0.170%、Nb：0.005~0.050%、Cr：0~1.0%、B：0~0.10%、Mo：0~1.0%、Cu：0~2.0%、Ni：0~2.0%、Mg：0~0.05%、REM：0~0.05%、Ca：0~0.05%、Zr：0~0.05%，且限制為P：0.05%以下、S：0.010%以下、N：0.0060%以下、剩餘部分為由Fe及不純物所構成；而且組織係以面積率計，含有5~60%的肥粒鐵及30~95% 的變韌鐵；在前述組織中，將方位差為15°以上的邊界設作晶界，將被前述晶界包圍且圓等校直徑為0.3μm以上的區域定義為結晶粒時，粒內的方位差為5~14°之前述結晶粒比率係以面積率計為20~100%。
  2. 如請求項1之熱軋鋼板，其中拉伸強度為590MPa以上，前述拉伸強度與在鞍型延伸凸緣試驗之臨界成形高度的乘積為19500mm．MPa以上。
  3. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Cr：0.05~1.0%、B：0.0005~0.10%。
  4. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Mo：0.01~1.0%、Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01%~2.0%。
  5. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Mo：0.01~1.0%、Cu：0.01~2.0%、Ni：0.01%~2.0%。
  6. 如請求項1或2之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上： Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%。
  7. 如請求項3之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%。
  8. 如請求項4之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%。
  9. 如請求項5之熱軋鋼板，其中前述化學成分係以質量%計，含有選自下述之1種以上：Ca：0.0001~0.05%、Mg：0.0001~0.05%、Zr：0.0001~0.05%、REM：0.0001~0.05%。
TW105105213A 2015-02-25 2016-02-22 熱軋鋼板 TWI600775B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2015/055464 WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2015-02-25 熱延鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201638357A TW201638357A (zh) 2016-11-01
TWI600775B true TWI600775B (zh) 2017-10-01

Family

ID=56788512

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW105105213A TWI600775B (zh) 2015-02-25 2016-02-22 熱軋鋼板

Country Status (9)

Country Link
US (1) US10752972B2 (zh)
EP (1) EP3263731B1 (zh)
JP (1) JP6358386B2 (zh)
KR (1) KR101988149B1 (zh)
CN (1) CN107406933B (zh)
BR (1) BR112017016803B8 (zh)
MX (1) MX2017010813A (zh)
TW (1) TWI600775B (zh)
WO (2) WO2016135898A1 (zh)

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2016132549A1 (ja) * 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
PL3260565T3 (pl) * 2015-02-20 2019-12-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
MX2017010532A (es) 2015-02-25 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina o placa 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
WO2018026015A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
TWI598158B (zh) * 2016-09-02 2017-09-11 China Steel Corp Wire production method that dynamically adjusts cooling rate
US11603571B2 (en) 2017-02-17 2023-03-14 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same
CN113549808A (zh) * 2021-06-01 2021-10-26 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种稀土微合金化q355b低合金高强度结构钢的生产方法
WO2024135365A1 (ja) * 2022-12-23 2024-06-27 日本製鉄株式会社 熱間圧延鋼板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001200331A (ja) * 2000-01-17 2001-07-24 Nkk Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009019265A (ja) * 2007-06-12 2009-01-29 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
TWI467027B (zh) * 2011-09-30 2015-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength galvanized steel sheet
TWI470091B (zh) * 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法

Family Cites Families (111)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5770257A (en) 1980-10-17 1982-04-30 Kobe Steel Ltd High strength steel plate
US4501626A (en) 1980-10-17 1985-02-26 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength steel plate and method for manufacturing same
JPS5842726A (ja) 1981-09-04 1983-03-12 Kobe Steel Ltd 高強度熱延鋼板の製造方法
JPS61217529A (ja) 1985-03-22 1986-09-27 Nippon Steel Corp 延性のすぐれた高強度鋼板の製造方法
JPH02139646A (ja) 1988-11-21 1990-05-29 Hitachi Ltd Ｄｂ／ｄｃシステムにおける一元的運用方式
JP2609732B2 (ja) 1989-12-09 1997-05-14 新日本製鐵株式会社 加工性とスポット溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法
JP2840479B2 (ja) 1991-05-10 1998-12-24 株式会社神戸製鋼所 疲労強度と疲労亀裂伝播抵抗の優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP2601581B2 (ja) 1991-09-03 1997-04-16 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた高強度複合組織冷延鋼板の製造方法
JP2548654B2 (ja) 1991-12-13 1996-10-30 新日本製鐵株式会社 複合組織鋼材のエッチング液およびエッチング方法
JP3037855B2 (ja) 1993-09-13 2000-05-08 新日本製鐵株式会社 耐疲労亀裂進展特性の良好な鋼板およびその製造方法
JPH0949026A (ja) 1995-08-07 1997-02-18 Kobe Steel Ltd 強度−伸びバランス及び伸びフランジ性にすぐれる高強度熱延鋼板の製造方法
JP3333414B2 (ja) * 1996-12-27 2002-10-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れる加熱硬化用高強度熱延鋼板及びその製造方法
US6254698B1 (en) 1997-12-19 2001-07-03 Exxonmobile Upstream Research Company Ultra-high strength ausaged steels with excellent cryogenic temperature toughness and method of making thereof
DZ2530A1 (fr) 1997-12-19 2003-02-01 Exxon Production Research Co Procédé de préparation d'une tôle d'acier cette tôle d'acier et procédé pour renforcer la resistanceà la propagation des fissures d'une tôle d'acier.
DE60045303D1 (de) 1999-09-29 2011-01-13 Jfe Steel Corp Stahlblech und verfahren zu dessen herstellung
JP4306076B2 (ja) 2000-02-02 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP4445095B2 (ja) 2000-04-21 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
KR100441414B1 (ko) 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
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
EP1176217B1 (en) 2000-07-24 2011-12-21 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof
JP3882577B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP3888128B2 (ja) 2000-10-31 2007-02-28 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CA2395901C (en) 2000-10-31 2006-07-18 Nkk Corporation High strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same
JP4205853B2 (ja) 2000-11-24 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2002226943A (ja) 2001-02-01 2002-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高降伏比型高張力熱延鋼板およびその製造方法
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
JP4062118B2 (ja) 2002-03-22 2008-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性および伸びフランジ特性に優れた高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4205893B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
KR100962745B1 (ko) 2002-12-24 2010-06-10 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 용접 열영향부의 내연화성이 우수한 버링성 고강도 강판 및그 제조 방법
JP4288146B2 (ja) 2002-12-24 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 溶接熱影響部の耐軟化性に優れたバーリング性高強度鋼板の製造方法
JP4116901B2 (ja) 2003-02-20 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2004315857A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 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
JP4580157B2 (ja) 2003-09-05 2010-11-10 新日本製鐵株式会社 Ｂｈ性と伸びフランジ性を兼ね備えた熱延鋼板およびその製造方法
JP4412727B2 (ja) 2004-01-09 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
EP1553202A1 (en) 2004-01-09 2005-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
JP4470701B2 (ja) 2004-01-29 2010-06-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および表面性状に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4333379B2 (ja) 2004-01-29 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、表面性状および板平坦度に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP2005256115A (ja) 2004-03-12 2005-09-22 Nippon Steel Corp 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板
JP4926406B2 (ja) 2004-04-08 2012-05-09 新日本製鐵株式会社 疲労き裂伝播特性に優れた鋼板
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
US8038809B2 (en) 2005-03-28 2011-10-18 Kobe Steel, Ltd. High strength hot rolled steel sheet excellent in bore expanding workability and method for production thereof
JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
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
JP4840567B2 (ja) 2005-11-17 2011-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度薄鋼板の製造方法
JP4854333B2 (ja) * 2006-03-03 2012-01-18 株式会社中山製鋼所 高強度鋼板、未焼鈍高強度鋼板およびそれらの製造方法
JP4528275B2 (ja) 2006-03-20 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
JP4575893B2 (ja) 2006-03-20 2010-11-04 新日本製鐵株式会社 強度延性バランスに優れた高強度鋼板
US8075711B2 (en) 2006-05-16 2011-12-13 Jfe Steel Corporation Hot-rolled high strength steel sheet having excellent ductility, and tensile fatigue properties and method for producing the same
JP4969915B2 (ja) 2006-05-24 2012-07-04 新日本製鐵株式会社 耐歪時効性に優れた高強度ラインパイプ用鋼管及び高強度ラインパイプ用鋼板並びにそれらの製造方法
JP5228447B2 (ja) 2006-11-07 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 高ヤング率鋼板及びその製造方法
US8157933B2 (en) 2007-03-27 2012-04-17 Nippon Steel Corporation High-strength hot rolled steel sheet being free from peeling and excellent in surface properties and burring properties, and method for manufacturing the same
JP5339765B2 (ja) 2007-04-17 2013-11-13 株式会社中山製鋼所 高強度熱延鋼板およびその製造方法
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
JP4980163B2 (ja) 2007-07-20 2012-07-18 新日本製鐵株式会社 成形性に優れる複合組織鋼板およびその製造方法
JP5359296B2 (ja) 2008-01-17 2013-12-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5194858B2 (ja) 2008-02-08 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4593691B2 (ja) 2008-03-26 2010-12-08 新日本製鐵株式会社 疲労特性と伸びフランジ性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
CN101999007B (zh) 2008-04-10 2012-12-12 新日本制铁株式会社 扩孔性和延展性的平衡极良好、疲劳耐久性也优异的高强度钢板和镀锌钢板以及这些钢板的制造方法
JP5200653B2 (ja) 2008-05-09 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP5042914B2 (ja) * 2008-05-12 2012-10-03 新日本製鐵株式会社 高強度鋼およびその製造方法
JP5438302B2 (ja) 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2010168651A (ja) 2008-12-26 2010-08-05 Nakayama Steel Works Ltd 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4853575B2 (ja) 2009-02-06 2012-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 耐座屈性能及び溶接熱影響部靭性に優れた低温用高強度鋼管およびその製造方法
JP4977184B2 (ja) 2009-04-03 2012-07-18 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2415891A4 (en) 2009-04-03 2014-11-19 Kobe Steel Ltd COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
JP5240037B2 (ja) 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
BRPI0924410B1 (pt) 2009-05-11 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente tendo excelente capacidade de trabalho de perfuração e propriedades de fadiga, chapa de aço galvanizada por imersão a quente, e métodos de produção das mesmas
US8888933B2 (en) 2009-05-27 2014-11-18 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet, hot-dipped steel sheet, and alloy hot-dipped steel sheet that have excellent fatigue, elongation, and collision characteristics, and manufacturing method for said steel sheets
JP5423191B2 (ja) 2009-07-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5482204B2 (ja) 2010-01-05 2014-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
CA2788095C (en) 2010-01-29 2014-12-23 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method of manufacturing steel sheet
PL2546377T3 (pl) * 2010-03-10 2019-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco o dużej wytrzymałości i sposób jej wytwarzania
JP5510025B2 (ja) 2010-04-20 2014-06-04 新日鐵住金株式会社 伸びと局部延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CA2806626C (en) 2010-07-28 2016-04-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same
JP5719545B2 (ja) 2010-08-13 2015-05-20 新日鐵住金株式会社 伸びとプレス成形安定性に優れた高強度薄鋼板
JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
BR112013009277A2 (pt) 2010-10-18 2016-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente, laminada a frio e revestida tendo ductilidade local e uniforme melhoradas a uma alta taxa de tensão
JP5776398B2 (ja) 2011-02-24 2015-09-09 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5667471B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
WO2012133540A1 (ja) 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
MX353192B (es) 2011-03-31 2018-01-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia, del tipo que contiene bainita, que tiene excelente trabajabilidad isotropica y metodo de fabricacion de la misma.
BR112013026115A2 (pt) 2011-04-13 2016-12-27 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente e método de produção da mesma
CA2832890C (en) 2011-04-13 2016-03-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet for gas nitrocarburizing and manufacturing method thereof
JP5640898B2 (ja) 2011-06-02 2014-12-17 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP5780210B2 (ja) 2011-06-14 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 伸びと穴広げ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
PL2762585T3 (pl) 2011-09-30 2020-01-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco o doskonałych właściwościach skrawania mechanicznego, stopowa blacha stalowa cienka o dużej wytrzymałości cynkowana zanurzeniowo na gorąco oraz sposób wytwarzania wspomnianych blach cienkich
IN2014KN01251A (zh) 2011-12-27 2015-10-16 Jfe Steel Corp
US9719151B2 (en) 2012-02-17 2017-08-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet, plated steel sheet, and method for producing the same
TWI463018B (zh) * 2012-04-06 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 具優異裂縫阻滯性之高強度厚鋼板
US9657380B2 (en) 2012-04-26 2017-05-23 Jfe Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet having excellent ductility, stretch flangeability and uniformity and method of manufacturing the same
IN2014DN11227A (zh) 2012-06-26 2015-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
IN2014DN08577A (zh) 2012-07-20 2015-05-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
CN104520449B (zh) 2012-08-03 2016-12-14 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 一种用于生产热轧钢带的方法以及由此生产的钢带
JP5825225B2 (ja) 2012-08-20 2015-12-02 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
CN104685087B (zh) 2012-09-26 2017-03-15 新日铁住金株式会社 复合组织钢板及其制造方法
KR101654492B1 (ko) 2012-09-27 2016-09-05 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5821861B2 (ja) 2013-01-23 2015-11-24 新日鐵住金株式会社 外観に優れ、伸びと穴拡げ性のバランスに優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
MX2015013563A (es) 2013-04-15 2016-02-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero laminada en caliente.
JP6241274B2 (ja) 2013-12-26 2017-12-06 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
WO2015162932A1 (ja) 2014-04-23 2015-10-29 新日鐵住金株式会社 テーラードロールドブランク用熱延鋼板、テーラードロールドブランク、及びそれらの製造方法
JP6292022B2 (ja) 2014-05-15 2018-03-14 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6390273B2 (ja) 2014-08-29 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
PL3260565T3 (pl) 2015-02-20 2019-12-31 Nippon Steel Corporation Blacha stalowa cienka walcowana na gorąco
BR112017016799A2 (pt) 2015-02-20 2018-04-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation chapa de aço laminada a quente
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
MX2017010532A (es) 2015-02-25 2017-12-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina o placa de acero laminada en caliente.
US11236412B2 (en) 2016-08-05 2022-02-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
WO2018026013A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
WO2018026015A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2001200331A (ja) * 2000-01-17 2001-07-24 Nkk Corp 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2009019265A (ja) * 2007-06-12 2009-01-29 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
TWI470091B (zh) * 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熱軋鋼板及其製造方法
TWI467027B (zh) * 2011-09-30 2015-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High strength galvanized steel sheet

Also Published As

Publication number Publication date
EP3263731A4 (en) 2019-01-16
US10752972B2 (en) 2020-08-25
MX2017010813A (es) 2017-12-12
JPWO2016136672A1 (ja) 2017-11-24
BR112017016803B1 (pt) 2021-11-30
EP3263731B1 (en) 2021-04-28
KR101988149B1 (ko) 2019-06-12
BR112017016803B8 (pt) 2022-10-18
WO2016135898A1 (ja) 2016-09-01
EP3263731A1 (en) 2018-01-03
US20180037967A1 (en) 2018-02-08
JP6358386B2 (ja) 2018-07-18
TW201638357A (zh) 2016-11-01
BR112017016803A2 (pt) 2018-04-03
CN107406933A (zh) 2017-11-28
KR20170107556A (ko) 2017-09-25
WO2016136672A1 (ja) 2016-09-01
CN107406933B (zh) 2019-05-03

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI600775B (zh) 熱軋鋼板
TWI600774B (zh) 熱軋鋼板
TWI602933B (zh) Hot-rolled steel
TWI599662B (zh) 熱軋鋼板
TWI629367B (zh) Steel plate and plated steel
KR102186320B1 (ko) 강판 및 도금 강판
TWI598450B (zh) 熱軋鋼板
TWI629368B (zh) Steel plate and plated steel
TWI649430B (zh) 鋼板及鍍敷鋼板
US11578394B2 (en) Nickel-containing steel for low temperature
TW201804005A (zh) 熔融鍍鋅鋼板
TWI554618B (zh) 高強度熱軋鋼板

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees