WO2016158861A1 - 鋼板 - Google Patents

鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2016158861A1
WO2016158861A1 PCT/JP2016/059933 JP2016059933W WO2016158861A1 WO 2016158861 A1 WO2016158861 A1 WO 2016158861A1 JP 2016059933 W JP2016059933 W JP 2016059933W WO 2016158861 A1 WO2016158861 A1 WO 2016158861A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
content
scale
concentration
mass
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2016/059933
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
石田　欽也
力 岡本
前田　大介
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority to MX2017010605A priority Critical patent/MX2017010605A/es
Priority to PL16772742T priority patent/PL3276035T3/pl
Priority to EP16772742.9A priority patent/EP3276035B1/en
Priority to CN201680010704.4A priority patent/CN107250412B/zh
Priority to ES16772742T priority patent/ES2805288T3/es
Priority to US15/546,410 priority patent/US10435772B2/en
Priority to BR112017016442-6A priority patent/BR112017016442A2/ja
Priority to JP2017509979A priority patent/JP6406436B2/ja
Priority to KR1020177022681A priority patent/KR101980470B1/ko
Publication of WO2016158861A1 publication Critical patent/WO2016158861A1/ja
Anticipated expiration legal-status Critical
Ceased legal-status Critical Current

Links

Images

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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21C—MANUFACTURE OF METAL SHEETS, WIRE, RODS, TUBES, PROFILES OR LIKE SEMI-MANUFACTURED PRODUCTS OTHERWISE THAN BY ROLLING; AUXILIARY OPERATIONS USED IN CONNECTION WITH METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL
    • B21C37/00—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape
    • B21C37/02—Manufacture of metal sheets, rods, wire, tubes, profiles or like semi-manufactured products, not otherwise provided for; Manufacture of tubes of special shape of sheets
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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 of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties of ferrous metals or ferrous alloys by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—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
    • C22C38/38—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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • the present invention relates to a high strength steel plate suitable for a relatively long structural member such as a truck frame.
  • weight reduction of transport machines such as automobiles and railway vehicles is desired. It is effective to use a thin steel plate as a member of the transportation machine to reduce the weight of the transportation machine, but in order to ensure the desired strength while using a thin steel plate, it is desirable that the steel plate itself has high strength .
  • steel plates in which scales (black hides) generated during hot rolling remain may be used as members of transport machines, for example, side frames of trucks.
  • the scale may be exfoliated at the time of refining of passing of the leveler equipment or at the time of processing such as bending or pressing performed by the user. Peeling of the scale requires maintenance of the roll and mold on which the scale is attached.
  • a scale may be pressed into the steel plate processed after that and a dent pattern may arise in the said steel plate. Therefore, the steel plate on which the scale is left is required to have excellent scale adhesion which prevents the scale from being separated from the base steel.
  • An object of the present invention is to provide a steel plate that can achieve both good mechanical properties and excellent scale adhesion.
  • Nb 0.001% to 0.10%
  • V 0.001% to 0.20%
  • B 0.0001% to 0.0050%
  • Cu 0.01% to 0.50%
  • Ni 0.01% to 0.50%
  • Mo 0.01% to 0.50%
  • W 0.01% to 0.50%
  • FIG. 1 is a view showing an example of the mapping result of the Cr concentration.
  • FIG. 2 is a view showing the relationship between the form of scale and the scale adhesion.
  • the present inventors examined the effects of scale thickness and subscale morphology on scale adhesion.
  • samples having a plane parallel to the rolling direction and the thickness direction as the observation plane are taken from various steel plates, the observation plane is mirror-polished, and observation using an optical microscope is performed at 1000 times.
  • the And the average value of the thickness of the scale obtained in ten or more views was made into the thickness of the scale of the said steel plate.
  • samples having a plane parallel to the rolling direction and thickness direction as an observation plane are taken from various steel plates, the observation plane is mirror-polished, and an electron probe micro analyzer (EPMA) ) was used to analyze the subscale Cr concentration (mass%).
  • EPMA electron probe micro analyzer
  • FIG. 1 shows an example of the result of mapping.
  • the Cr content of the ground iron of the sample used in this example was 3.9% by mass, the length in the rolling direction was 60 ⁇ m, and the region including the scale and the ground iron was analyzed.
  • the portion where the Cr concentration is particularly high is the subscale, the lower portion is the ground iron, and the upper portion is the scale.
  • the subscale Cr concentration is higher than that of the ground iron.
  • the present inventors performed the following analysis about the mapping result of Cr concentration.
  • a measurement area consisting of 10 measurement points arranged in series in the rolling direction was set. Since the distance between the measurement points is 0.1 ⁇ m, the dimension in the rolling direction of the measurement area is 1 ⁇ m. Further, since the length in the rolling direction of the target region of the Cr concentration mapping is 50 ⁇ m or more, the measurement region is 50 or more. Then, the average value and the maximum value Cmax of the Cr concentration are determined for each measurement area, the average value Ave of the maximum values Cmax between 50 or more measurement areas is calculated, and the average value Ave is made the average value of the Cr concentration in the subscale. .
  • the concentration ratio R Cr of the other maximum value Cmax to one maximum value Cmax was determined between two adjacent measurement areas. That is, the quotient obtained by dividing the other maximum value Cmax by the one maximum value Cmax was determined.
  • which maximum value Cmax is a numerator is arbitrary. For example, when the maximum value Cmax of two measurement areas is 3.90% and 3.30%, the concentration ratio R Cr is 1.18 or 0.85, and the maximum value Cmax of two measurement areas is 1.70% and At 1.62%, the concentration ratio R Cr is 1.05 or 0.95.
  • the concentration ratio R Cr is 1.00, and the concentration ratio R Cr in any measurement area is the same if the maximum value Cmax of Cr concentration in the subscale is uniform. It is 1.00.
  • the concentration ratio R Cr reflects the dispersion of the maximum value C max of the Cr concentration in the sub scale, and the concentration ratio R Cr closer to 1.00 indicates the maximum value C max of the Cr concentration in the sub scale. Variation is small.
  • Scale adhesion assumed the press processing of the side frame of a track, the short strip test piece was extract
  • the size of the test piece was 30 mm in width (rolling direction) and 200 mm in length (width direction).
  • the bending angle was 90 degrees, and the inner radius was twice the plate thickness.
  • a cellophane tape with a width of 18 mm is attached and peeled off along the longitudinal direction of the test piece to the width center part of the bending outside, and the area of the scale attached to the cellophane tape in the range where the steel plate and V block did not contact The rate was calculated.
  • the area ratio of the scale adhering to the cellophane tape ie, the area ratio of the scale exfoliated from the steel plate
  • the present inventors confirmed that if the area ratio of the scale peeled off from the steel plate in this test is 10% or less, the peeling in practical processing does not substantially occur.
  • the thickness of the scale when the relationship between the thickness of the scale and the adhesion of the scale was organized, when the thickness of the scale was more than 10.0 ⁇ m, good scale adhesion could not be obtained regardless of the Cr concentration of the scale. On the other hand, if the thickness of the scale is 10.0 ⁇ m or less, good scale adhesion may or may not be obtained depending on the form of the subscale.
  • the present invention averages the average value of the Cr concentration Ave, and the concentration ratio R Cr , the value Rd most deviated from 1.00, and the scale adhesion Arranged the relationship.
  • the results are shown in FIG. 2, the horizontal axis shows the average value Ave of Cr concentration, and the ordinate shows the most deviation value Rd from 1.00 Of concentration ratio R Cr.
  • mechanical properties suitable for application to the side frame of the track include that the yield strength in the rolling direction is 700 MPa or more and less than 800 MPa, and the yield ratio is 85% or more.
  • the precipitation strengthening by Ti-containing carbides and Ti-containing carbonitrides having a particle size of less than 100 nm is extremely effective.
  • carbide containing Ti and carbonitride containing Ti may be collectively referred to as Ti carbide.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention and the chemical composition of the steel used for the production thereof will be described.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention is manufactured through casting of steel, slab heating, hot rolling, first cooling, winding and second cooling. Therefore, the chemical composition of the steel plate and the steel takes into consideration not only the characteristics of the steel plate but also the treatment thereof.
  • “%” which is a unit of content of each element contained in a steel plate and steel means “mass%” unless there is particular notice.
  • the steel plate according to the present embodiment and the steel used for the production thereof are, by mass%, C: 0.05% to 0.20%, Si: 0.01% to 1.50%, Mn: 1.50% to 2 .50%, P: 0.05% or less, S: 0.03% or less, Al: 0.005% to 0.10%, N: 0.008% or less, Cr: 0.30% to 1.00 %, Ti: 0.06% to 0.20%, Nb: 0.00% to 0.10%, V: 0.00% to 0.20%, B: 0.0000% to 0.0050%, Cu: 0.00% to 0.50%, Ni: 0.00% to 0.50%, Mo: 0.00% to 0.50%, W: 0.00% to 0.50%, Ca: Chemical composition represented by 0.0000% to 0.0050%, Mg: 0.0000% to 0.0050%, REM: 0.000% to 0.010%, and the balance: Fe and impurities It has.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap, and those contained in the
  • C (C: 0.05% to 0.20%) C contributes to the improvement of the strength. If the C content is less than 0.05%, sufficient strength, for example, a yield strength of 700 MPa or more or a yield ratio of 85% or more in the rolling direction can not be obtained. Therefore, the C content is 0.05% or more, preferably 0.08% or more. On the other hand, if the C content is more than 0.20%, the strength is excessive and the ductility is reduced, or the weldability and the toughness are reduced. Therefore, the C content is 0.20% or less, preferably 0.15% or less, and more preferably 0.14% or less.
  • Si contributes to the improvement of strength and acts as a deoxidizer. Si also contributes to the improvement of the shape of the weld during arc welding. If the Si content is less than 0.01%, these effects can not be sufficiently obtained. Therefore, the Si content is 0.01% or more, preferably 0.02% or more. On the other hand, when the Si content is more than 1.50%, a large amount of Si scale is generated on the surface of the steel sheet to deteriorate the surface properties or the toughness. Therefore, the Si content is 1.50% or less, preferably 1.20% or less. When the Si content is 1.50% or less, in the present embodiment, the influence of Si on the scale adhesion can be ignored.
  • Mn contributes to the improvement of strength through tissue strengthening. If the Mn content is less than 1.50%, these effects can not be sufficiently obtained. For example, in the rolling direction, a yield strength of 700 MPa or more, a yield ratio of 85% or more, or both of them can not be obtained. Therefore, the Mn content is 1.50% or more, preferably 1.60% or more. On the other hand, if the Mn content is more than 2.50%, the strength is excessive and the ductility is reduced, or the weldability and the toughness are reduced. Therefore, the Mn content is 2.50% or less, preferably 2.40% or less, and more preferably 2.30% or less.
  • P is not an essential element, and is contained, for example, as an impurity in steel. Since P inhibits ductility and toughness, the lower the P content, the better. In particular, when the P content exceeds 0.05%, the ductility and toughness decrease significantly. Therefore, the P content is 0.05% or less, preferably 0.04% or less, and more preferably 0.03% or less. The reduction of the P content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost rises significantly. Therefore, the P content may be 0.0005% or more, or may be 0.0010% or more from the viewpoint of cost.
  • S is not an essential element, and is contained, for example, as an impurity in steel.
  • S forms MnS and inhibits ductility, weldability and toughness
  • the lower the S content the better.
  • the S content is 0.03% or less, preferably 0.01% or less, and more preferably 0.007% or less.
  • the reduction of the S content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost rises significantly. Therefore, the S content may be 0.0005% or more, may be 0.0010% or more from the viewpoint of cost, and may be 0.0010% or more from the viewpoint of cost.
  • Al acts as a deoxidizer. If the Al content is less than 0.005%, this effect can not be sufficiently obtained. Therefore, the Al content is made 0.005% or more, preferably 0.015% or more. On the other hand, when the Al content exceeds 0.10%, the toughness and the weldability are reduced. Therefore, the Al content is 0.10% or less, preferably 0.08% or less.
  • N is not an essential element and, for example, is contained as an impurity in steel. Since N forms TiN to consume Ti and inhibits the formation of fine Ti carbides suitable for precipitation strengthening, the lower the N content, the better. In particular, when the N content is more than 0.008%, the decrease in the precipitation strengthening ability is remarkable. Therefore, the N content is made 0.008% or less, preferably 0.007% or less. The reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost rises significantly. Therefore, the N content may be 0.0005% or more, may be 0.0010% or more from the viewpoint of cost, and may be 0.0010% or more from the viewpoint of cost.
  • Cr 0.30% to 1.00% Cr contributes to the improvement of the strength and enhances the scale adhesion through the formation of subscales. If the Cr content is less than 0.30%, these effects can not be sufficiently obtained. Therefore, the Cr content is 0.30% or more, preferably 0.25% or more. On the other hand, if the Cr content is more than 1.00%, the Cr contained in the subscale is excessive and the scale adhesion is reduced. Therefore, the Cr content is 1.00% or less, preferably 0.80% or less.
  • Ti suppresses recrystallization and suppresses coarsening of crystal grains, thereby contributing to an improvement in yield strength, or precipitating as Ti carbide and contributing to an improvement in yield strength and yield ratio through precipitation strengthening. Do. If the Ti content is less than 0.06%, these effects can not be sufficiently obtained. Therefore, the Ti content is 0.06% or more, preferably 0.07% or more. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.20%, the toughness, weldability and ductility decrease, or the Ti carbide can not be solutionized during slab heating, and the amount of Ti effective for precipitation strengthening is insufficient, and the yield strength is increased. And the yield ratio decreases. Therefore, the Ti content is 0.20% or less, preferably 0.16% or less.
  • Nb, V, B, Cu, Ni, Mo, W, Ca, Mg, and REM are not essential elements, and are optional elements which may be suitably contained in the steel plate and steel to a predetermined amount.
  • Nb and V precipitate as carbonitrides to contribute to the improvement of strength or to suppress the coarsening of crystal grains.
  • the suppression of the coarsening of the crystal grains contributes to the improvement of the yield strength and the improvement of the toughness. Therefore, Nb or V or both of them may be contained.
  • the Nb content is preferably 0.001% or more, more preferably 0.010% or more
  • the V content is preferably 0.001% or more, more preferably 0. 010% or more.
  • the Nb content exceeds 0.10%, toughness and ductility decrease, Nb carbonitrides can not be solutionized during slab heating, and there is a lack of solid solution C effective for securing strength, and yield strength And the yield ratio decreases. Therefore, the Nb content is 0.10% or less, preferably 0.08% or less.
  • the V content exceeds 0.20%, the toughness and the ductility decrease. Therefore, the V content is 0.20% or less, preferably 0.16% or less.
  • B contributes to the improvement of strength through tissue reinforcement. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably made 0.0001% or more, more preferably made 0.0005% or more.
  • the B content is made 0.0050% or less, preferably 0.0030% or less.
  • Cu contributes to the improvement of the strength. Therefore, Cu may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, the Cu content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. On the other hand, if the Cu content is more than 0.50%, the toughness and the weldability may be reduced, or the concern of the hot cracking of the slab may be increased. Therefore, the Cu content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • Ni contributes to the improvement of the strength, and contributes to the improvement of the toughness and the suppression of the hot cracking of the slab. Therefore, Ni may be contained. In order to sufficiently obtain these effects, the Ni content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more. On the other hand, if the Ni content is more than 0.50%, the cost is increased. Therefore, the Ni content is 0.50% or less, preferably 0.30% or less.
  • Mo and W contribute to the improvement of the strength. Therefore, Mo or W or both of them may be contained.
  • the Mo content is preferably 0.01% or more, more preferably 0.03% or more, and the W content is preferably 0.01% or more, more preferably 0. More than 03%.
  • the Mo content is more than 0.50%, the cost is increased. Therefore, the Mo content is 0.50% or less, preferably 0.35% or less.
  • the W content is more than 0.50%, the cost is increased. Therefore, the W content is 0.50% or less, preferably 0.35% or less.
  • Nb 0.001% to 0.10%
  • V 0.001% to 0.20%
  • Nb 0.001% to 0.10%
  • B 0.0001% to 0.0050%
  • Cu 0.01% to 0.50%
  • Ni 0.01% to 0.50%
  • Mo 0.01% to 0 .50%
  • W 0.01% to 0.50%
  • the Ca content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more, and the Mg content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.
  • the REM content is preferably 0.0005% or more, more preferably 0.0010% or more.
  • the Ca content is made 0.0050% or less, preferably 0.0035% or less. If the Mg content is more than 0.0050%, the coarsening of inclusions and the increase in the number of inclusions become remarkable, and the toughness is lowered. Therefore, the Mg content is made 0.0050% or less, preferably 0.0035% or less.
  • the REM content exceeds 0.010%, the coarsening of inclusions and the increase in the number of inclusions become remarkable, and the toughness is lowered. Therefore, the REM content is made 0.010% or less, preferably 0.007% or less.
  • REM rare earth metal
  • REM content means the total content of these 17 elements.
  • Lanthanoids are added industrially, for example, in the form of misch metal.
  • Ti carbide contributes to the improvement of yield stress and yield ratio through precipitation strengthening, but the amount of Ti contained in Ti carbide with a particle diameter of 100 nm or more, particularly 100 ⁇ m or more and 1 ⁇ m or less with respect to the effective Ti amount, It greatly affects the formation of fine Ti carbides. If the ratio R Ti is more than 30%, the consumption of Ti by the coarse Ti carbide becomes excessive, and the driving force for the formation of fine Ti carbide at the time of winding decreases, so that sufficient yield strength and yield ratio in the rolling direction Can not be obtained. Therefore, the ratio R Ti is 30% or less.
  • precipitation Ti does not ask a method, as long as measurement with high accuracy is possible. For example, random observation is performed until at least 50 precipitates are observed by a transmission electron microscope, and the size distribution of the precipitates is derived from the size of the individual precipitates and the total field size, and energy dispersive X analysis It can obtain
  • the thickness of the scale is 10.0 ⁇ m or less
  • the average value Ave of Cr concentration is 1.50 mass% to 5.00 mass%
  • the rolling direction Within the range of 50 ⁇ m in length, there are one or more portions where the concentration ratio R Cr between two adjacent measurement regions separated by 1 ⁇ m is 0.90 or less or 1.11 or more.
  • the thickness of the scale is 10.0 ⁇ m or less, preferably 8.0 ⁇ m or less.
  • the ratio of concentration ratio R Cr is 0.90 or less or 1.11 or more
  • the length in the rolling direction is within the range of 50 ⁇ m, and there are one or more portions where the concentration ratio R Cr between two adjacent measurement regions separated by 1 ⁇ m is 0.90 or less or 1.11 or more. This means that there is a region in the sub-scale where the fluctuation of the Cr concentration is large.
  • the scale contains magnetite with good consistency with the base iron, if the Cr concentration is excessively uniform, the contact between the magnetite and the base iron will be inhibited, and it is thought that good scale adhesion can not be obtained. Be On the other hand, if there is a region where the fluctuation of the Cr concentration is large, it is considered that the contact between the magnetite and the base iron can be secured through this region, and excellent scale adhesion can be obtained.
  • a yield strength of 700 MPa or more and less than 800 MPa in the rolling direction and a yield ratio of 85% or more in the rolling direction can be obtained.
  • the present embodiment is suitable for a long structural member such as a track side frame that requires high yield strength, and can contribute to the reduction of the vehicle weight by thinning the thickness of the member.
  • the yield strength is 800 MPa or more, the load required for press working may be excessive.
  • the yield strength is less than 800 MPa.
  • the yield ratio is preferably 85% or more, more preferably 90% or more.
  • the yield strength and the yield ratio can be measured by a tensile test according to JIS Z2241 at room temperature.
  • test pieces JIS No. 5 tensile test pieces whose longitudinal direction is the rolling direction are used.
  • the strength at the upper yield point is taken as the yield strength
  • the 0.2% proof stress is taken as the yield strength.
  • the yield ratio is the quotient obtained by dividing the yield strength by the tensile strength.
  • a molten steel having the above chemical composition is cast by a conventional method to produce a slab.
  • the slab one obtained by forging or rolling a steel ingot may be used, but the slab is preferably manufactured by continuous casting. You may use the slab manufactured with the thin slab caster etc.
  • the slab heating temperature is set to 1150 ° C. or more, preferably 1160 ° C. or more.
  • the slab heating temperature is less than 1250 ° C., preferably 1245 ° C. or less.
  • the slab After slab heating, the slab is descaled and rough rolling is performed.
  • a rough bar is obtained by rough rolling.
  • the conditions of the rough rolling are not particularly limited.
  • a hot rolled steel sheet is obtained by performing finish rolling of the rough bar using a tandem rolling mill. It is preferable to remove the scale formed on the surface of the rough bar by performing descaling using high pressure water or the like between rough rolling and finish rolling.
  • the surface temperature of the roughing bar is less than 1050.degree.
  • the temperature on the delivery side of finish rolling is 920 ° C. or more, the thickness of the scale becomes more than 10.0 ⁇ m, and the scale adhesion is lowered. Therefore, the outlet temperature is less than 920 ° C.
  • the outlet temperature As the outlet temperature is lower, the grains of the steel sheet become finer, and excellent yield strength and toughness can be obtained. Therefore, from the viewpoint of the characteristics of the steel sheet, the lower the outlet temperature, the better. On the other hand, the lower the temperature on the outlet side, the higher the deformation resistance of the rough bar and the higher the rolling load, making it impossible to proceed with finish rolling or making it difficult to control the thickness. For this reason, it is preferable to set the lower limit of the outlet temperature according to the capability of the rolling mill and the accuracy of thickness control. Depending on the rolling mill, when the outlet temperature is less than 800 ° C., the progress of the finish rolling is likely to be impeded. Therefore, the outlet temperature is preferably 800 ° C. or higher.
  • Cooling of the hot-rolled steel plate is started on the runout table within 3 seconds from the completion of finish rolling, and in this cooling, an average cooling of over 30 ° C / sec from the temperature at which the cooling was started (cooling start temperature) to 750 ° C Cool at speed.
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to 750 ° C. is 30 ° C./sec or less, the value Rd which deviates most from 1.00 of the concentration ratio R Cr between two adjacent measurement areas is more than 0.90 And, it becomes less than 1.11, the Cr concentration in the subscale is uniformed, scale adhesion is reduced, coarse Ti carbide is formed in the austenite phase, and strength is reduced. Therefore, the average cooling rate from the cooling start temperature to 750 ° C.
  • the time from the completion of finish rolling to the start of cooling is more than 30 ° C./sec.
  • the austenitic phase is likely to recrystallize, and along with this recrystallization, coarse Ti carbide is formed, and the amount of Ti effective for the formation of fine Ti carbide Decreases.
  • equalization of the Cr concentration in the subscale progresses. And such a tendency is remarkable when this time is over 3 seconds. Therefore, the time from the completion of finish rolling to the start of cooling is within 3 seconds.
  • the winding temperature is less than 650 ° C., preferably 600 ° C. or less.
  • the coiling temperature is set to 500 ° C. or more, preferably 550 ° C. or more.
  • the hot rolled steel sheet After winding the hot rolled steel sheet, the hot rolled steel sheet is cooled to room temperature.
  • the cooling method and the cooling rate at this time are not limited. From the viewpoint of production cost, cooling in the air is preferred.
  • the steel plate according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • This steel plate can be, for example, passed through a leveler under normal conditions, formed into a flat plate, cut into a predetermined length, and shipped, for example, for a track side frame.
  • the coil may be shipped as it is.
  • a steel having the chemical composition shown in Table 1 was melted, a slab was produced by continuous casting, and slab heating, hot rolling, and first cooling and winding were performed under the conditions shown in Table 2. After winding, it was allowed to cool to room temperature as a second cooling.
  • the balance of the chemical composition shown in Table 1 is Fe and impurities.
  • the underline in Table 1 indicates that the value is out of the scope of the present invention.
  • the “outside temperature” in Table 2 is the exit temperature of finish rolling
  • the “elapsed time” is the elapsed time from the completion of finish rolling to the start of the first cooling
  • the “average cooling rate” is the first
  • plate thickness is the thickness of the steel sheet after winding.
  • the test piece for a tensile test was extract
  • the underline in Table 3 indicates that the numerical value is out of the desired range.
  • the desirable range is a yield strength of 700 MPa or more and less than 800 MPa, a yield ratio of 85% or more, and good scale adhesion (o).
  • sample no. In No. 2 since the temperature on the outlet side was too low, the rolling load was large, and the uniformity of the plate thickness was low. In addition, the elapsed time was too long and the average cooling rate was too low. Sample No. In 4, the slab heating temperature was too low and the average cooling rate was too low. Sample No. In 6, the outlet temperature was too high, and the winding temperature was too high. Sample No. In No. 8, the outlet temperature was too high, and the winding temperature was too low. Sample No. In 10, the slab heating temperature was too high, so the yield was low and the fuel cost was high. In addition, the outlet temperature was too high, the average cooling rate was too low, and the winding temperature was too high. Sample No.
  • Sample No. 1 to No. No. 30 was evaluated for pickling properties. 1, No. 3, No. 5, no. 7, No. 9, No. 11, No. 14, no. 15, No. 17, no. 19, no. 21, no. 23, no. 25, No. 27, and no. In No. 29, the pickling property was low, and in other samples, the pickling property was high. That is, in the sample having excellent scale adhesion, the scale was not easily removed by pickling, and in the sample having low scale adhesion, the scale was easily removed by pickling.
  • the steel plate was immersed in hydrochloric acid having a temperature of 80 ° C. and a concentration of 10% by mass for 30 seconds, washed with water and dried, and then an adhesive tape was attached to the steel plate.
  • the pressure-sensitive adhesive tape was peeled off from the steel plate, and it was visually confirmed whether or not there was an adherent substance on the pressure-sensitive adhesive tape.
  • the presence of a deposit indicates that scale remains even after immersion in hydrochloric acid, that is, the pickling property is low, and the absence of a deposit indicates that the scale is removed by immersion in hydrochloric acid. That is, it indicates that the pickling property is high.
  • the present invention can be used, for example, in the industry related to a steel plate suitable for a member of a transport machine such as a car, a railway vehicle, and the like.

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)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Soft Magnetic Materials (AREA)

Abstract

　鋼板には、地鉄と、地鉄の表面の厚さが１０．０μｍ以下のスケールと、地鉄とスケールとの間のサブスケールと、が含まれる。サブスケールにおいて、Ｃｒ濃度の平均値が１．５０質量％～５．００質量％であり、かつ圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間でのＣｒ濃度の比が０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上ある。Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］としたときに式「Ｔｉｅｆｆ＝［Ｔｉ］－４８／１４［Ｎ］」で表されるパラメータＴｉｅｆｆに対する、粒径が１００ｎｍ以上１μｍ以下の炭化物又は炭窒化物に含まれるＴｉの量の割合が３０％以下である。

Description

鋼板
　本発明は、トラックのフレーム等の比較的長尺の構造用部材に好適な高強度鋼板に関する。
　燃費の向上による排出ガスの削減を目的に、自動車、鉄道車両等の輸送機械の軽量化が望まれている。輸送機械の軽量化には、輸送機械の部材に薄い鋼板を用いることが有効であるが、薄い鋼板を用いつつ所望の強度を確保するためには、鋼板自体が高い強度を有することが望まれる。
　輸送機械の部材、例えばトラックのサイドフレームには、コスト等の観点から、熱間圧延中に生成したスケール（黒皮）が残存する鋼板が用いられることがある。ただし、従来のスケールが残存した鋼板では、レベラー設備の通板等の精整の際や、ユーザにより行われる曲げ、プレス等の加工の際に、スケールが剥離することがある。スケールの剥離が生じると、スケールが付着したロールや金型の手入れが必要になる。また、手入れ後にスケールが残存している場合には、その後に処理した鋼板にスケールが押し込まれて当該鋼板に凹み模様が生じることがある。従って、スケールを残存させた鋼板には、スケールが地鉄から剥離しにくい優れたスケール密着性が要求される。
　スケール密着性の向上を目的とした鋼板が公知となっているが、従来の鋼板では、良好な機械的特性及び優れたスケール密着性を両立することができない。
特開２０１４－３１５３７号公報 特開２０１２－１６２７７８号公報 特許第５４５９０２８号公報 特開２００４－２４４６８０号公報 特開２０００－８７１８５号公報 特開平７－３４１３７号公報 特開２０１４－５１６８３号公報 特開平７－１１８７９２号公報 特開２０１４－１１８５９２号公報
神戸製鋼技報／Ｖｏｌ．５６Ｎｏ．３２（Ｄｅｃ．２００６）Ｐ２２
　本発明は、良好な機械的特性及び優れたスケール密着性を両立することができる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、スケール密着性の向上にスケール及びサブスケールの形態が多大な影響を及ぼしていることが明らかになった。また、スケール及びサブスケールの形態には特に熱間圧延の条件が影響していることも明らかになった。
　本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　地鉄と、
　前記地鉄の表面の厚さが１０．０μｍ以下のスケールと、
　前記地鉄と前記スケールとの間のサブスケールと、
　を有し、
　前記地鉄は、
　質量％で、
　Ｃ　：０．０５％～０．２０％、
　Ｓｉ：０．０１％～１．５０％、
　Ｍｎ：１．５０％～２．５０％、
　Ｐ　：０．０５％以下、
　Ｓ　：０．０３％以下、
　Ａｌ：０．００５％～０．１０％、
　Ｎ　：０．００８％以下、
　Ｃｒ：０．３０％～１．００％、
　Ｔｉ：０．０６％～０．２０％、
　Ｎｂ：０．００％～０．１０％、
　Ｖ　：０．００％～０．２０％、
　Ｂ　：０．００００％～０．００５０％、
　Ｃｕ：０．００％～０．５０％、
　Ｎｉ：０．００％～０．５０％、
　Ｍｏ：０．００％～０．５０％、
　Ｗ　：０．００％～０．５０％、
　Ｃａ：０．００００％～０．００５０％、
　Ｍｇ：０．００００％～０．００５０％、
　ＲＥＭ：０．０００％～０．０１０％、かつ
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　前記サブスケールにおいて、
　　Ｃｒ濃度の平均値が１．５０質量％～５．００質量％であり、かつ
　　圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間でのＣｒ濃度の比が０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上あり、
　Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］としたときに下記の式１で表されるパラメータＴｉｅｆｆに対する、粒径が１００ｎｍ以上１μｍ以下の炭化物又は炭窒化物に含まれるＴｉの量の割合が３０％以下であることを特徴とする鋼板。
　　Ｔｉｅｆｆ＝［Ｔｉ］－４８／１４［Ｎ］　　（式１）
　（２）
　前記化学組成において、
　Ｎｂ：０．００１％～０．１０％、
　Ｖ　：０．００１％～０．２０％、
　Ｂ　：０．０００１％～０．００５０％、
　Ｃｕ：０．０１％～０．５０％、
　Ｎｉ：０．０１％～０．５０％、
　Ｍｏ：０．０１％～０．５０％、若しくは
　Ｗ　：０．０１％～０．５０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、
　Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％、
　Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、若しくは
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０１０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
　本発明によれば、スケール及びサブスケールの形態が適切であるため、良好な機械的特性及び優れたスケール密着性を両立することができる。
図１は、Ｃｒ濃度のマッピング結果の一例を示す図である。 図２は、スケールの形態とスケール密着性との関係を示す図である。
　本発明者らは、スケールの厚さ及びサブスケールの形態がスケール密着性に及ぼす影響について検討した。
　スケールの厚さの測定では、圧延方向及び厚さ方向に平行な面を観察面とする試料を種々の鋼板から採取し、観察面を鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いた観察を１０００倍で行った。そして、１０視野以上で得られたスケールの厚さの平均値を当該鋼板のスケールの厚さとした。
　サブスケールの形態の分析では、圧延方向及び厚さ方向に平行な面を観察面とする試料を種々の鋼板から採取し、観察面を鏡面研磨し、電子線マイクロアナライザ（electron probe micro analyzer：ＥＰＭＡ）を用いてサブスケールのＣｒ濃度（質量％）を分析した。具体的には、圧延方向の長さが５０μｍ以上で、スケール及び地鉄を含む領域におけるＣｒ濃度のマッピングを、加速電圧を１５．０ｋＶ、照射電流を５０ｎＡ、１点当たりの測定時間を２０ｍ秒として行った。このマッピングでは、測定点間の間隔を、圧延方向及び厚さ方向のいずれについても０．１μｍとした。
　図１に、マッピングの結果の一例を示す。この例に用いた試料の地鉄のＣｒ含有量は３．９質量％であり、圧延方向の長さが６０μｍで、スケール及び地鉄を含む領域を分析対象とした。図１にて、Ｃｒ濃度が特に高い部分がサブスケールであり、その下が地鉄、その上がスケールである。図１から明らかなように、サブスケールのＣｒ濃度は地鉄のそれよりも高い。
　本発明者らは、Ｃｒ濃度のマッピング結果について、次のような分析を行った。この分析では、圧延方向に連続して並ぶ１０測定点からなる測定領域を設定した。測定点の間隔が０．１μｍであるため、測定領域の圧延方向の寸法は１μｍである。また、Ｃｒ濃度のマッピングの対象領域の圧延方向の長さが５０μｍ以上であるため、測定領域は５０以上である。そして、測定領域毎にＣｒ濃度の平均値及び最大値Ｃｍａｘを求め、５０以上の測定領域間の最大値Ｃｍａｘの平均値Ａｖｅを算出し、平均値ＡｖｅをサブスケールにおけるＣｒ濃度の平均値とした。
　更に、５０以上の測定領域について、隣り合う２測定領域間での、一方の最大値Ｃｍａｘに対する他方の最大値Ｃｍａｘの濃度比ＲＣｒを求めた。すなわち、他方の最大値Ｃｍａｘを一方の最大値Ｃｍａｘで除して得られる商を求めた。このとき、どちらの最大値Ｃｍａｘを分子にするかは任意とした。例えば、２測定領域の最大値Ｃｍａｘが３．９０％及び３．３０％の場合、濃度比ＲＣｒは１．１８又は０．８５であり、２測定領域の最大値Ｃｍａｘが１．７０％及び１．６２％の場合、濃度比ＲＣｒは１．０５又は０．９５である。また、２測定領域の最大値Ｃｍａｘが等しい場合、濃度比ＲＣｒは１．００であり、サブスケール内のＣｒ濃度の最大値Ｃｍａｘが均一であれば、どの測定領域においても濃度比ＲＣｒは１．００である。このように、濃度比ＲＣｒは、サブスケール内のＣｒ濃度の最大値Ｃｍａｘのばらつきを反映しており、濃度比ＲＣｒが１．００に近いほど、サブスケール内のＣｒ濃度の最大値Ｃｍａｘのばらつきが小さい。
　スケール密着性は、トラックのサイドフレームのプレス加工を想定し、長手方向が鋼板の幅方向と平行になるよう短冊試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ２２４８に記載のＶブロック法にて評価した。試験片の大きさは、幅（圧延方向）３０ｍｍ、長さ（幅方向）２００ｍｍとした。また、曲げ角度は９０度とし、内側半径は板厚の２倍とした。
　曲げ後、曲げ外側の幅中央部に、試験片の長手方向に沿って幅１８ｍｍのセロハンテープを貼付して剥がし、鋼板とＶブロックとが接触しなかった範囲においてセロハンテープに付着したスケールの面積率を算出した。
　そして、セロハンテープに付着したスケールの面積率、すなわち、鋼板から剥離したスケールの面積率が１０％以下のものを良好と判定し、１０％超のものを不良と判定した。本発明者らは、この試験において鋼板から剥離したスケールの面積率が１０％以下であれば、実用加工上での剥離は実質的に発生しないことを確認している。
　スケールの厚さとスケール密着性との関係を整理したところ、スケールの厚さが１０．０μｍ超では、スケールのＣｒ濃度に拘わらず、良好なスケール密着性が得られなかった。一方、スケールの厚さが１０．０μｍ以下であれば、サブスケールの形態に応じて良好なスケール密着性が得られる場合や得られない場合があった。
　そこで、本発明者らは、スケールの厚さが１０．０μｍ以下の鋼板について、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅ、及び濃度比ＲＣｒのうちで１．００から最も乖離した値Ｒｄとスケール密着性との関係を整理した。この結果を図２に示す。図２の横軸はＣｒ濃度の平均値Ａｖｅを示し、縦軸は濃度比ＲＣｒのうちで１．００から最も乖離した値Ｒｄを示す。
　図２に示すように、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅが１．５０質量％未満又は５．００質量％超の試料では、スケール密着性が不良であった。また、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅが１．５０質量％～５．００質量％であっても、濃度比ＲＣｒのうちで１．００から最も乖離した値Ｒｄが０．９０超かつ１．１１未満の試料では、スケール密着性が不良であった。
　以上のことから、サブスケールにおいて、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅが１．５０質量％～５．００質量％であり、かつ圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間での濃度比ＲＣｒが０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上あることが、優れたスケール密着性を得るために重要であることが明らかになった。
　また、トラックのサイドフレームへの適用に好適な機械的特性として、圧延方向の降伏強度が７００ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満であること、降伏比が８５％以上であることが挙げられるところ、これらの実現には、粒径が１００ｎｍ未満のＴｉを含む炭化物及びＴｉを含む炭窒化物による析出強化が極めて有効である。以下、Ｔｉを含む炭化物及びＴｉを含む炭窒化物を総称してＴｉ炭化物ということがある。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いる鋼の化学組成について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の鋳造、スラブ加熱、熱間圧延、第１の冷却、巻き取り及び第２の冷却を経て製造される。従って、鋼板及び鋼の化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及び鋼に含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板及びその製造に用いる鋼は、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．２０％、Ｓｉ：０．０１％～１．５０％、Ｍｎ：１．５０％～２．５０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．０３％以下、Ａｌ：０．００５％～０．１０％、Ｎ：０．００８％以下、Ｃｒ：０．３０％～１．００％、Ｔｉ：０．０６％～０．２０％、Ｎｂ：０．００％～０．１０％、Ｖ：０．００％～０．２０％、Ｂ：０．００００％～０．００５０％、Ｃｕ：０．００％～０．５０％、Ｎｉ：０．００％～０．５０％、Ｍｏ：０．００％～０．５０％、Ｗ：０．００％～０．５０％、Ｃａ：０．００００％～０．００５０％、Ｍｇ：０．００００％～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００％～０．０１０％、かつ残部：Ｆｅ及び不純物、で表される化学組成を有している。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。Ｓｎ及びＡｓが不純物の例として挙げられる。
　（Ｃ：０．０５％～０．２０％）
　Ｃは、強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、十分な強度、例えば圧延方向で７００ＭＰａ以上の降伏強度若しくは８５％以上の降伏比又はこれらの両方が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０８％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．２０％超では、強度が過剰となって延性が低下したり、溶接性及び靭性が低下したりする。従って、Ｃ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１５％以下とし、より好ましくは０．１４％以下とする。
　（Ｓｉ：０．０１％～１．５０％）
　Ｓｉは、強度の向上に寄与したり、脱酸材として作用したりする。Ｓｉはアーク溶接の際に溶接部の形状の改善にも寄与する。Ｓｉ含有量が０．０１％未満では、これら効果が十分に得られない。従って、Ｓｉ含有量は０．０１％以上とし、好ましくは０．０２％以上とする。一方、Ｓｉ含有量が１．５０％超では、鋼板の表面にＳｉスケールが多量に発生して表面性状が低下したり、靱性が低下したりする。従って、Ｓｉ含有量は１．５０％以下とし、好ましくは１．２０％以下とする。Ｓｉ含有量が１．５０％以下であれば、本実施形態においては、スケール密着性へのＳｉの影響は無視できる。
　（Ｍｎ：１．５０％～２．５０％）
　Ｍｎは、組織強化を通じて強度の向上に寄与する。Ｍｎ含有量が１．５０％未満では、これら効果が十分に得られない。例えば圧延方向で７００ＭＰａ以上の降伏強度若しくは８５％以上の降伏比又はこれらの両方が得られない。従って、Ｍｎ含有量は１．５０％以上とし、好ましくは１．６０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が２．５０％超では、強度が過剰となって延性が低下したり、溶接性及び靭性が低下したりする。従って、Ｍｎ含有量は２．５０％以下とし、好ましくは２．４０％以下とし、より好ましくは２．３０％以下とする。
　（Ｐ：０．０５％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは、延性及び靱性を阻害するため、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｐ含有量が０．０５％超で、延性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０５％以下とし、好ましくは０．０４％以下とし、より好ましくは０．０３％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００５％以上としてもよく、コストの観点から０．００１０％以上としてもよい。
　（Ｓ：０．０３％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは、ＭｎＳを生成して、延性、溶接性及び靱性を阻害するため、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｓ含有量が０．０３％超で、延性、溶接性及び靱性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０３％以下とし、好ましくは０．０１％以下とし、より好ましくは０．００７％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００５％以上としてもよく、コストの観点から０．００１０％以上としてもよく、コストの観点から０．００１０％以上としてもよい。
　（Ａｌ：０．００５％～０．１０％）
　Ａｌは、脱酸材として作用する。Ａｌ含有量が０．００５％未満では、この効果が十分に得られない。従って、Ａｌ含有量は０．００５％以上とし、好ましくは０．０１５％以上とする。一方、Ａｌ含有量が０．１０％超では、靱性及び溶接性が低下する。従って、Ａｌ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。
　（Ｎ：０．００８％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは、ＴｉＮを形成してＴｉを消費し、析出強化に好適な微細なＴｉ炭化物の生成を阻害するため、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特に、Ｎ含有量が０．００８％超で、析出強化能の低下が著しい。従って、Ｎ含有量は０．００８％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上としてもよく、コストの観点から０．００１０％以上としてもよく、コストの観点から０．００１０％以上としてもよい。
　（Ｃｒ：０．３０％～１．００％）
　Ｃｒは、強度の向上に寄与したり、サブスケールの形成を通じてスケール密着性を高めたりする。Ｃｒ含有量が０．３０％未満では、これら効果が十分に得られない。従って、Ｃｒ含有量は０．３０％以上とし、好ましくは０．２５％以上とする。一方、Ｃｒ含有量が１．００％超では、サブスケールに含まれるＣｒが過剰となってスケール密着性が低下する。従って、Ｃｒ含有量は１．００％以下とし、好ましくは０．８０％以下とする。
　（Ｔｉ：０．０６％～０．２０％）
　Ｔｉは、再結晶を抑制し、結晶粒の粗大化を抑制することで、降伏強度の向上に寄与したり、Ｔｉ炭化物として析出して析出強化を通じた降伏強度及び降伏比の向上に寄与したりする。Ｔｉ含有量が０．０６％未満では、これら効果が十分に得られない。従って、Ｔｉ含有量は０．０６％以上とし、好ましくは０．０７％以上とする。一方、Ｔｉ含有量が０．２０％超では、靱性、溶接性及び延性が低下したり、スラブ加熱中にＴｉ炭化物が溶体化しきれず、析出強化に有効なＴｉの量が不足して降伏強度及び降伏比が低下したりする。従って、Ｔｉ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１６％以下とする。
　Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｗ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｎｂ：０．００％～０．１０％、Ｖ：０．００％～０．２０％）
　Ｎｂ及びＶは、炭窒化物として析出して強度の向上に寄与したり、結晶粒の粗大化の抑制に寄与したりする。結晶粒の粗大化の抑制は、降伏強度の向上及び靱性の向上に寄与する。従って、Ｎｂ若しくはＶ又はこれらの両方が含有されていてもよい。これら効果を十分に得るために、Ｎｂ含有量は好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とし、Ｖ含有量は好ましくは０．００１％以上とし、より好ましくは０．０１０％以上とする。一方、Ｎｂ含有量が０．１０％超では、靱性及び延性が低下したり、スラブ加熱中にＮｂ炭窒化物が溶体化しきれず、強度の確保に有効な固溶Ｃが不足して降伏強度及び降伏比が低下したりする。従って、Ｎｂ含有量は０．１０％以下とし、好ましくは０．０８％以下とする。Ｖ含有量が０．２０％超では、靱性及び延性が低下する。従って、Ｖ含有量は０．２０％以下とし、好ましくは０．１６％以下とする。
　（Ｂ：０．００００％～０．００５０％）
　Ｂは、組織強化を通じて強度の向上に寄与する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｂ含有量は好ましくは０．０００１％以上とし、より好ましくは０．０００５％以上とする。一方、Ｂ含有量が０．００５０％超では、靱性が低下したり、強度の向上効果が飽和したりする。従って、Ｂ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３０％以下とする。
　（Ｃｕ：０．００％～０．５０％）
　Ｃｕは、強度の向上に寄与する。従って、Ｃｕが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、Ｃｕ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｃｕ含有量が０．５０％超では、靱性及び溶接性が低下したり、スラブの高温割れの懸念が高くなったりする。従って、Ｃｕ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。
　（Ｎｉ：０．００％～０．５０％）
　Ｎｉは、強度の向上に寄与したり、靱性の向上及びスラブの高温割れの抑制に寄与したりする。従って、Ｎｉが含有されていてもよい。これら効果を十分に得るために、Ｎｉ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｎｉ含有量が０．５０％超では、徒にコストが上昇する。従って、Ｎｉ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３０％以下とする。
　（Ｍｏ：０．００％～０．５０％、Ｗ：０．００％～０．５０％）
　Ｍｏ及びＷは、強度の向上に寄与する。従って、Ｍｏ若しくはＷ又はこれらの両方が含有されていてもよい。これら効果を十分に得るために、Ｍｏ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とし、Ｗ含有量は好ましくは０．０１％以上とし、より好ましくは０．０３％以上とする。一方、Ｍｏ含有量が０．５０％超では、徒にコストが上昇する。従って、Ｍｏ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とする。Ｗ含有量が０．５０％超では、徒にコストが上昇する。従って、Ｗ含有量は０．５０％以下とし、好ましくは０．３５％以下とする。
　以上のことから、Ｎｂ、Ｖ、Ｂ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ及びＷについては、「Ｎｂ：０．００１％～０．１０％」、「Ｖ：０．００１％～０．２０％」、「Ｂ：０．０００１％～０．００５０％」、「Ｃｕ：０．０１％～０．５０％」、「Ｎｉ：０．０１％～０．５０％」、「Ｍｏ：０．０１％～０．５０％」、若しくは「Ｗ：０．０１％～０．５０％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｃａ：０．００００％～０．００５０％、Ｍｇ：０．００００％～０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００％～０．０１０％）
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、非金属介在物を球状化して、靱性の向上及び延性の低下の抑制に寄与する。従って、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。これら効果を十分に得るために、Ｃａ含有量は好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とし、Ｍｇ含有量は好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とし、ＲＥＭ含有量は好ましくは０．０００５％以上とし、より好ましくは０．００１０％以上とする。一方、Ｃａ含有量が０．００５０％超では、介在物の粗大化及び介在物の数の増加が顕著になり、靱性が低下する。従って、Ｃａ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３５％以下とする。Ｍｇ含有量が０．００５０％超では、介在物の粗大化及び介在物の数の増加が顕著になり、靱性が低下する。従って、Ｍｇ含有量は０．００５０％以下とし、好ましくは０．００３５％以下とする。ＲＥＭ含有量が０．０１０％超では、介在物の粗大化及び介在物の数の増加が顕著になり、靱性が低下する。従って、ＲＥＭ含有量は０．０１０％以下とし、好ましくは０．００７％以下とする。
　以上のことから、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭについては、「Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％」、「Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％」、若しくは「ＲＥＭ：０．０００５％～０．０１０％」、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭ（希土類金属）はＳｃ、Ｙ及びランタノイドの合計１７種類の元素を指し、「ＲＥＭ含有量」はこれら１７種類の元素の合計の含有量を意味する。ランタノイドは、工業的には、例えばミッシュメタルの形で添加される。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板中のＴｉの形態について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板では、Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］としたときに下記の式１で表されるパラメータＴｉｅｆｆ（有効Ｔｉ量）に対する、粒径が１００ｎｍ以上１μｍ以下のＴｉ炭化物に含まれるＴｉの量（質量％）の割合ＲＴｉが３０％以下である。
　　Ｔｉｅｆｆ＝［Ｔｉ］－４８／１４［Ｎ］　　（式１）
　Ｔｉ炭化物は、析出強化を通じて降伏応力及び降伏比の向上に寄与するが、有効Ｔｉ量に対する、粒径が１００ｎｍ以上、特に１００μｍ以上１μｍ以下のＴｉ炭化物に含まれるＴｉの量は、巻き取り時の微細なＴｉ炭化物の形成に大きく影響する。割合ＲＴｉが３０％超では、粗大なＴｉ炭化物によるＴｉの消費が過多となり、巻き取り時の微細なＴｉ炭化物の形成に対する駆動力が低下することにより、圧延方向において十分な降伏強度及び降伏比が得られない。従って、割合ＲＴｉは３０％以下とする。
　なお、析出Ｔｉは精度の高い測定が可能であれば方法は問わない。例えば、透過電子顕微鏡により少なくとも５０個の析出物が観察されるまで、ランダムに観察を行い、個々の析出物のサイズと全視野サイズから、析出物のサイズ分布を導出し、エネルギ分散型Ｘ分析（energy dispersive X-ray spectroscopy：ＥＤＳ）により析出物中のＴｉ濃度を求めることで算出することで求めることができる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板におけるスケール及びサブスケールの形態について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板では、スケールの厚さが１０．０μｍ以下であり、サブスケールにおいて、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅが１．５０質量％～５．００質量％であり、かつ圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間での濃度比ＲＣｒが０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上ある。
　（スケールの厚さ：１０．０μｍ以下）
　スケールが厚いほど、鋼板の加工中にスケールに発生する歪みが大きくなり、スケールにき裂が入り、剥離しやすい。そして、上記の実験からも明らかなように、スケールの厚さが１０．０μｍ超では、良好なスケール密着性が得られない。従って、スケールの厚さは１０．０μｍ以下とし、好ましくは８．０μｍ以下とする。
　（サブスケールにおけるＣｒ濃度の平均値Ａｖｅ：１．５０質量％～５．００質量％）
　上記の実験の結果から明らかなように、サブスケールにおけるＣｒ濃度の平均値Ａｖｅが１．５０質量％未満又は５．００質量％超では、十分なスケール密着性が得られない。従って、平均値Ａｖｅは１．５０質量％～５．００質量％とする。平均値Ａｖｅが１．５０質量％未満の場合に十分なスケール密着性が得られない理由として、サブスケールの生成が不十分で、サブスケールと地鉄との密着性が不足していることが考えられる。Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅが５．００質量％超の場合に十分なスケール密着性が得られない理由として、サブスケールとスケールとの密着力が低下していることが考えられる。
　（濃度比ＲＣｒが０．９０以下又は１．１１以上の部分：１以上）
　上記の実験の結果から明らかなように、濃度比ＲＣｒのうちで１．００から最も乖離した値Ｒｄが０．９０超かつ１．１１未満の場合、十分なスケール密着性が得られない。従って、圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間での濃度比ＲＣｒが０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上あることとする。このことは、サブスケール中に、Ｃｒ濃度の変動が大きい領域が存在することを意味する。スケールに地鉄との整合性のよいマグネタイトが含まれているが、Ｃｒ濃度が過度に均一である場合、マグネタイトと地鉄との接触が阻害され、良好なスケール密着性が得られないと考えられる。その一方で、Ｃｒ濃度の変動が大きい領域が存在すると、この領域を介してマグネタイトと地鉄との接触が確保され、優れたスケール密着性が得られると考えられる。
　本実施形態によれば、例えば、圧延方向で７００ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満の降伏強度、圧延方向で８５％以上の降伏比が得られる。本実施形態は、高い降伏強度が要求されるトラックのサイドフレームのような長尺の構造用部材に適しており、部材の板厚の薄肉化による車両重量の軽減に寄与することができる。なお、降伏強度が８００ＭＰａ以上では、プレス加工に要する負荷が過大となるおそれがある。このため、好ましくは降伏強度は８００ＭＰａ未満である。また、降伏比が８５％未満では、降伏応力に対して引張強度が高すぎるため、加工が困難になる懸念がある。このため、降伏比は好ましくは８５％以上であり、より好ましくは９０％以上である。
　降伏強度及び降伏比は、室温でのＪＩＳ　Ｚ２２４１に従った引張試験により測定することができる。試験片には、圧延方向を長手方向とするＪＩＳ５号引張試験片を使用する。降伏点がある場合は上降伏点の強度を降伏強度とし、降伏点がない場合は０．２％耐力を降伏強度とする。降伏比は、降伏強度を引張強度で除して得られる商である。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有する鋼の鋳造、スラブ加熱、熱間圧延、第１の冷却、巻き取り及び第２の冷却をこの順で行う。
　（鋳造）
　上記化学組成を有する溶鋼を常法により鋳造してスラブを製造する。スラブとして、鋼塊を鍛造又は圧延したものを用いてもよいが、スラブは連続鋳造により製造することが好ましい。薄スラブキャスターなどで製造したスラブを用いてもよい。
　（スラブ加熱）
　スラブの製造後には、スラブを一旦冷却し、又はそのまま１１５０℃以上１２５０℃未満の温度に加熱する。この温度（スラブ加熱温度）が１１５０℃未満では、スラブ中のＴｉを含む析出物が十分に溶体化せず、後にＴｉ炭化物が十分に析出せず、十分な強度が得られなくなる。従って、スラブ加熱温度は１１５０℃以上とし、好ましくは１１６０℃以上とする。一方、スラブ加熱温度が１２５０℃以上では、結晶粒が粗大になって降伏応力が低下したり、加熱炉内で生成する１次スケールの生成量が増加して歩留まりが低下したり、燃料コストが増大したりする。従って、スラブ加熱温度は１２５０℃未満とし、好ましくは１２４５℃以下とする。
　（熱間圧延）
　スラブ加熱の後、スラブのデスケーリングを行い、粗圧延を行う。粗圧延により粗バーが得られる。粗圧延の条件は特に限定されない。粗圧延の後、タンデム圧延機を用いて粗バーの仕上げ圧延を行うことにより、熱延鋼板を得る。粗圧延と仕上げ圧延との間に、高圧水等を用いたデスケーリングを行うことで、粗バーの表面に生成したスケールを除去することが好ましい。仕上げ圧延の入側では、粗バーの表面温度を１０５０℃未満とする。また、仕上げ圧延の出側温度が９２０℃以上では、スケールの厚さが１０．０μｍ超となり、スケール密着性が低下する。従って、出側温度は９２０℃未満とする。
　出側温度が低いほど、鋼板の結晶粒が微細になり、優れた降伏強度及び靱性が得られる。このため、鋼板の特性の観点からは、出側温度は低ければ低いほどよい。その一方で、出側温度が低いほど、粗バーの変形抵抗が高くなって圧延荷重が増加し、仕上げ圧延を進められなくなったり、厚さの制御が困難になったりする。このため、圧延機の能力及び厚さ制御の精度に応じて出側温度の下限を設定することが好ましい。圧延機にもよるが、出側温度が８００℃未満の場合に仕上げ圧延の進行が妨げられやすい。このため、出側温度は好ましくは８００℃以上とする。
　（第１の冷却）
　仕上げ圧延の完了から３秒以内にランナウトテーブルで熱延鋼板の冷却を開始し、この冷却では、冷却を開始した温度（冷却開始温度）から７５０℃までの間を３０℃／秒超の平均冷却速度で降温する。冷却開始温度から７５０℃までの間の平均冷却速度が３０℃／秒以下では、隣り合う２測定領域間での濃度比ＲＣｒのうちで最も１．００から乖離した値Ｒｄが０．９０超かつ１．１１未満となり、サブスケール中のＣｒ濃度が均一化して、スケール密着性が低下したり、オーステナイト相中に粗大なＴｉ炭化物が生成して、強度が低下したりする。従って、冷却開始温度から７５０℃までの間の平均冷却速度は３０℃／秒超とする。また、仕上げ圧延の完了から冷却開始までの時間が長くなるほど、オーステナイト相が再結晶しやすく、この再結晶に伴って粗大なＴｉ炭化物が形成され、微細なＴｉ炭化物の生成に有効なＴｉの量が低下する。また、この時間が長くなるほど、サブスケール中のＣｒ濃度の均一化が進行する。そして、このような傾向は、この時間が３秒超で顕著である。従って、仕上げ圧延の完了から冷却開始までの時間は３秒以内とする。
　（巻き取り）
　７５０℃までの冷却の後には、ランナウトテーブルの後端で熱延鋼板を巻き取る。巻き取りの際の熱延鋼板の温度（巻取温度）が６５０℃以上では、サブスケールにおけるＣｒ濃度の平均値Ａｖｅが過剰となり、十分なスケール密着性が得られない。従って、巻取温度は６５０℃未満とし、好ましくは６００℃以下とする。一方、巻取温度が５００℃以下では、サブスケールにおけるＣｒ濃度の平均値Ａｖｅが過少となって十分なスケール密着性が得られなかったり、Ｔｉ炭化物が不足して十分な降伏強度及び降伏比を得ることが困難になったりする。従って、巻取温度は５００℃超とし、好ましくは５５０℃以上とする。
　（第２の冷却）
　熱延鋼板の巻き取り後には、熱延鋼板を室温まで冷却する。この際の冷却方法及び冷却速度は限定されない。生産コストの観点からは、大気中での放冷が好ましい。
　このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　この鋼板は、例えば、通常の条件でレベラーに通板して、平板に成形し、所定の長さに切断し、例えば、トラックのサイドフレーム用として出荷することができる。コイルのままで出荷してもよい。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　表１に示す化学組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造によりスラブを製造し、表２に示す条件でスラブ加熱、熱間圧延、第１の冷却及び巻き取りを行った。巻き取り後には、第２の冷却として室温まで放冷した。表１に示す化学組成の残部はＦｅ及び不純物である。表１中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。表２中の「出側温度」は仕上げ圧延の出側温度であり、「経過時間」は仕上げ圧延の完了から第１の冷却の開始までの経過時間であり、「平均冷却速度」は第１の冷却を開始した温度から７５０℃までの平均冷却速度であり、「板厚」は巻き取り後の鋼板の厚さである。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　次いで、鋼板から観察用の試料を採取し、有効Ｔｉ量に対する、粒径が１００ｎｍ以上１μｍ以下のＴｉ炭化物に含まれるＴｉの量の割合ＲＴｉ、スケールの厚さ、並びにサブスケールにおける、Ｃｒ濃度の平均値Ａｖｅ、及び濃度比ＲＣｒのうちで１．００から最も乖離した値Ｒｄを測定した。この結果を表３に示す。表３中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
　また、鋼板から引張試験用の試験片を採取し、引張試験により降伏強度及び降伏比を測定した。更に、スケール密着性の評価用の短冊試験片を採取し、上記の方法によりスケール密着性の評価を行った。これらの結果も表３に示す。表３中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、降伏強度が７００ＭＰａ以上８００ＭＰａ未満、降伏比が８５％以上、スケール密着性が良好（○）である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　表３に示すように、本発明範囲内にある試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２７、及びＮｏ．２９では、良好な機械的特性及び優れたスケール密着性を得ることができた。
　一方、試料Ｎｏ．２、Ｎｏ．４、Ｎｏ．１２、Ｎｏ．２６では、割合ＲＴｉが高すぎ、値Ｒｄが１．００に近すぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．６では、割合ＲＴｉが高すぎ、スケールが厚すぎ、平均値Ａｖｅが大きすぎたため、降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．８では、割合ＲＴｉが高すぎ、スケールが厚すぎ、平均値Ａｖｅが小さすぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．１０では、割合ＲＴｉが高すぎ、スケールが厚すぎ、平均値Ａｖｅが大きすぎ、値Ｒｄが１．００に近すぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．１３、Ｎｏ．２２では、割合ＲＴｉが高すぎ、平均値Ａｖｅが小さすぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．１６では、割合ＲＴｉが高すぎ、スケールが厚すぎ、平均値Ａｖｅが大きすぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．１８では、割合ＲＴｉが高すぎ、スケールが厚すぎ、平均値Ａｖｅが小さすぎたため、降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．２０では、割合ＲＴｉが高すぎ、平均値Ａｖｅが大きすぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．２４では、平均値Ａｖｅが大きすぎたため、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．２８では、スケールが厚すぎたため、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．３０では、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度及び降伏比が低く、スケール密着性が不良であった。
　試料Ｎｏ．３１では、Ｎ含有量が高すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度及び降伏比が低かった。試料Ｎｏ．３２では、Ｃ含有量が低すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度が低かった。試料Ｎｏ．３３では、Ｔｉ含有量が高すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度及び降伏比が低かった。試料Ｎｏ．３４では、Ｎｂ含有量が高すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度が低かった。試料Ｎｏ．３５では、Ｃ含有量が高すぎたため、降伏強度が高かった。試料Ｎｏ．３６では、Ｔｉ含有量が低すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏比が低かった。試料Ｎｏ．３７では、Ｃｒ含有量が高すぎ、平均値Ａｖｅが大きすぎたため、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．３８では、Ｍｎ含有量が低すぎ、割合ＲＴｉが高すぎたため、降伏強度が低かった。試料Ｎｏ．３９では、Ｃｒ含有量が低すぎ、平均値Ａｖｅが小さすぎたため、スケール密着性が不良であった。試料Ｎｏ．４０では、Ｍｎ含有量が高すぎたため、降伏強度が高すぎた。
　製造条件に着目すると、試料Ｎｏ．２では、出側温度が低すぎたため、圧延荷重が大きく、板厚の均一性が低かった。また、経過時間が長すぎ、平均冷却速度が低すぎた。試料Ｎｏ．４では、スラブ加熱温度が低すぎ、平均冷却速度が低すぎた。試料Ｎｏ．６では、出側温度が高すぎ、巻取温度が高すぎた。試料Ｎｏ．８では、出側温度が高すぎ、巻取温度が低すぎた。試料Ｎｏ．１０では、スラブ加熱温度が高すぎたため、歩留りが低く、燃料コストが高かった。また、出側温度が高すぎ、平均冷却速度が低すぎ、巻取温度が高すぎた。試料Ｎｏ．１２では、経過時間が長すぎた。試料Ｎｏ．１３では、巻取温度が低すぎた。試料Ｎｏ．１６では、スラブ加熱温度が低すぎ、出側温度が高すぎ、巻取温度が高すぎた。試料Ｎｏ．１８では、スラブ加熱温度が高すぎたため、歩留りが低く、燃料コストが高かった。また、出側温度が高すぎ、巻取温度が低すぎた。試料Ｎｏ．２０では、スラブ加熱温度が低すぎ、巻取温度が高すぎた。試料Ｎｏ．２２では、スラブ加熱温度が低すぎ、巻取温度が低すぎた。試料Ｎｏ．２４では、巻取温度が高すぎた。試料Ｎｏ．２６では、スラブ加熱温度が高すぎたため、歩留りが低く、燃料コストが高かった。また、出側温度が高すぎ、経過時間が長すぎ、平均冷却速度が低すぎた。試料Ｎｏ．２８では、出側温度が高すぎた。試料Ｎｏ．３０では、スラブ加熱温度が低すぎ、出側温度が低すぎた。
　なお、試料Ｎｏ．１～Ｎｏ．３０について酸洗性の評価を行ったところ、スケール密着性が優れている試料Ｎｏ．１、Ｎｏ．３、Ｎｏ．５、Ｎｏ．７、Ｎｏ．９、Ｎｏ．１１、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５、Ｎｏ．１７、Ｎｏ．１９、Ｎｏ．２１、Ｎｏ．２３、Ｎｏ．２５、Ｎｏ．２７、及びＮｏ．２９では、酸洗性が低く、その他の試料では、酸洗性が高かった。すなわち、スケール密着性が優れている試料では、酸洗によってスケールが除去されにくく、スケール密着性が低い試料では、酸洗によってスケールが除去されやすかった。この評価では、鋼板を、温度が８０℃、濃度が１０質量％の塩酸に３０秒間浸漬し、水洗し、乾燥した後、鋼板に粘着テープを貼り付けた。そして、粘着テープを鋼板から剥がし、粘着テープに付着物があるか否かを目視により確認した。付着物があることは、塩酸への浸漬後にもスケールが残存していたこと、つまり酸洗性が低いことを示し、付着物がないことは、塩酸への浸漬によりスケールが除去されたこと、つまり酸洗性が高いことを示す。
　本発明は、例えば、自動車、鉄道車両等の輸送機械の部材に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (3)

  1. 　地鉄と、
    　前記地鉄の表面の厚さが１０．０μｍ以下のスケールと、
    　前記地鉄と前記スケールとの間のサブスケールと、
    　を有し、
    　前記地鉄は、
    　質量％で、
    　Ｃ　：０．０５％～０．２０％、
    　Ｓｉ：０．０１％～１．５０％、
    　Ｍｎ：１．５０％～２．５０％、
    　Ｐ　：０．０５％以下、
    　Ｓ　：０．０３％以下、
    　Ａｌ：０．００５％～０．１０％、
    　Ｎ　：０．００８％以下、
    　Ｃｒ：０．３０％～１．００％、
    　Ｔｉ：０．０６％～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００％～０．１０％、
    　Ｖ　：０．００％～０．２０％、
    　Ｂ　：０．００００％～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０．００％～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．００％～０．５０％、
    　Ｍｏ：０．００％～０．５０％、
    　Ｗ　：０．００％～０．５０％、
    　Ｃａ：０．００００％～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０．００００％～０．００５０％、
    　ＲＥＭ：０．０００％～０．０１０％、かつ
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　前記サブスケールにおいて、
    　　Ｃｒ濃度の平均値が１．５０質量％～５．００質量％であり、かつ
    　　圧延方向の長さが５０μｍの範囲内に、１μｍ離れて隣り合う２つの測定領域間でのＣｒ濃度の比が０．９０以下又は１．１１以上の部分が１以上あり、
    　Ｔｉ含有量（質量％）を［Ｔｉ］、Ｎ含有量（質量％）を［Ｎ］としたときに下記の式１で表されるパラメータＴｉｅｆｆに対する、粒径が１００ｎｍ以上１μｍ以下の炭化物又は炭窒化物に含まれるＴｉの量の割合が３０％以下であることを特徴とする鋼板。
    　　Ｔｉｅｆｆ＝［Ｔｉ］－４８／１４［Ｎ］　　（式１）
  2. 　前記化学組成において、
    　Ｎｂ：０．００１％～０．１０％、
    　Ｖ　：０．００１％～０．２０％、
    　Ｂ　：０．０００１％～０．００５０％、
    　Ｃｕ：０．０１％～０．５０％、
    　Ｎｉ：０．０１％～０．５０％、
    　Ｍｏ：０．０１％～０．５０％、若しくは
    　Ｗ　：０．０１％～０．５０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成において、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．００５０％、
    　Ｍｇ：０．０００５％～０．００５０％、若しくは
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０１０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが満たされることを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
PCT/JP2016/059933 2015-03-27 2016-03-28 鋼板 Ceased WO2016158861A1 (ja)

Priority Applications (9)

Application Number Priority Date Filing Date Title
MX2017010605A MX2017010605A (es) 2015-03-27 2016-03-28 Lamina de acero.
PL16772742T PL3276035T3 (pl) 2015-03-27 2016-03-28 Blacha stalowa cienka
EP16772742.9A EP3276035B1 (en) 2015-03-27 2016-03-28 Steel sheet
CN201680010704.4A CN107250412B (zh) 2015-03-27 2016-03-28 钢板
ES16772742T ES2805288T3 (es) 2015-03-27 2016-03-28 Lámina de acero
US15/546,410 US10435772B2 (en) 2015-03-27 2016-03-28 Steel sheet
BR112017016442-6A BR112017016442A2 (ja) 2015-03-27 2016-03-28 Steel plate
JP2017509979A JP6406436B2 (ja) 2015-03-27 2016-03-28 鋼板
KR1020177022681A KR101980470B1 (ko) 2015-03-27 2016-03-28 강판

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2015-067699 2015-03-27
JP2015067699 2015-03-27

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2016158861A1 true WO2016158861A1 (ja) 2016-10-06

Family

ID=57006089

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2016/059933 Ceased WO2016158861A1 (ja) 2015-03-27 2016-03-28 鋼板

Country Status (11)

Country Link
US (1) US10435772B2 (ja)
EP (1) EP3276035B1 (ja)
JP (1) JP6406436B2 (ja)
KR (1) KR101980470B1 (ja)
CN (1) CN107250412B (ja)
BR (1) BR112017016442A2 (ja)
ES (1) ES2805288T3 (ja)
MX (1) MX2017010605A (ja)
PL (1) PL3276035T3 (ja)
TW (1) TWI604070B (ja)
WO (1) WO2016158861A1 (ja)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3708689A4 (en) * 2017-11-08 2021-08-18 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020065372A1 (en) 2018-09-25 2020-04-02 Arcelormittal High strength hot rolled steel having excellent scale adhesivness and a method of manufacturing the same

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1036939A (ja) * 1996-05-24 1998-02-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間圧延鋼材および熱延鋼板の製造方法
JPH1171637A (ja) * 1997-06-20 1999-03-16 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃特性及び黒皮ままのプレス加工性に優れる高強度高加工性鋼板
JPH11343536A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Press Kogyo Co Ltd トラックフレーム・アクスルケース用高強度熱延鋼板
JP2000045041A (ja) * 1998-07-28 2000-02-15 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性が優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2004244680A (ja) * 2003-02-14 2004-09-02 Nippon Steel Corp スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2004346416A (ja) * 2003-05-26 2004-12-09 Kobe Steel Ltd スケール密着性に優れた熱延鋼板
JP2010024547A (ja) * 2008-06-16 2010-02-04 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5459028A (en) 1977-10-20 1979-05-12 Seiko Epson Corp Driving system for liquid crystal display unit
JPH0734137A (ja) 1993-07-19 1995-02-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状の優れた高成形性熱延鋼板の製造法
JPH07118792A (ja) 1993-10-21 1995-05-09 Sumitomo Metal Ind Ltd 高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3113490B2 (ja) 1994-03-29 2000-11-27 新日本製鐵株式会社 極薄スケール鋼板の製造方法
JP2000024547A (ja) * 1998-07-14 2000-01-25 Ricoh Elemex Corp 空気清浄機における荷電粒子発生部の清掃装置
JP2000087185A (ja) 1998-09-07 2000-03-28 Nippon Steel Corp 表面性状およびスケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5459028B2 (ja) 2010-04-08 2014-04-02 新日鐵住金株式会社 疲労特性と黒皮上への化成処理性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5679112B2 (ja) 2011-02-08 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5838708B2 (ja) * 2011-10-12 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 表面性状に優れた鋼板およびその製造方法
JP5994356B2 (ja) 2012-04-24 2016-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5958113B2 (ja) 2012-06-25 2016-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 スケール密着性に優れた厚鋼板の製造方法
JP5799913B2 (ja) 2012-08-02 2015-10-28 新日鐵住金株式会社 スケール密着性に優れた熱延鋼板及びその製造方法
JP5846445B2 (ja) 2012-08-07 2016-01-20 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6048108B2 (ja) 2012-12-14 2016-12-21 新日鐵住金株式会社 表面性状に優れ異方性が小さく切断後の形状が良好な熱延鋼板およびその製造方法
JP6149451B2 (ja) 2013-03-21 2017-06-21 新日鐵住金株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1036939A (ja) * 1996-05-24 1998-02-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱間圧延鋼材および熱延鋼板の製造方法
JPH1171637A (ja) * 1997-06-20 1999-03-16 Kawasaki Steel Corp 耐衝撃特性及び黒皮ままのプレス加工性に優れる高強度高加工性鋼板
JPH11343536A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Press Kogyo Co Ltd トラックフレーム・アクスルケース用高強度熱延鋼板
JP2000045041A (ja) * 1998-07-28 2000-02-15 Nippon Steel Corp 打ち抜き加工性が優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2004244680A (ja) * 2003-02-14 2004-09-02 Nippon Steel Corp スケール密着性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2004346416A (ja) * 2003-05-26 2004-12-09 Kobe Steel Ltd スケール密着性に優れた熱延鋼板
JP2010024547A (ja) * 2008-06-16 2010-02-04 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた熱延鋼板及びその製造方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3708689A4 (en) * 2017-11-08 2021-08-18 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET

Also Published As

Publication number Publication date
ES2805288T3 (es) 2021-02-11
EP3276035B1 (en) 2020-05-06
TWI604070B (zh) 2017-11-01
TW201702405A (zh) 2017-01-16
MX2017010605A (es) 2017-12-07
US20180023172A1 (en) 2018-01-25
CN107250412A (zh) 2017-10-13
BR112017016442A2 (ja) 2018-04-10
KR101980470B1 (ko) 2019-05-21
KR20170105565A (ko) 2017-09-19
JP6406436B2 (ja) 2018-10-17
PL3276035T3 (pl) 2020-09-21
JPWO2016158861A1 (ja) 2017-11-02
EP3276035A1 (en) 2018-01-31
CN107250412B (zh) 2019-03-29
EP3276035A4 (en) 2018-09-26
US10435772B2 (en) 2019-10-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107429349B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
EP3120941B1 (en) High toughness and high tensile strength thick steel plate and production method therefor
TWI484050B (zh) 冷軋鋼板、及其製造方法、以及熱壓印成形體
EP3214199B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
CA2966476C (en) High toughness and high tensile strength thick steel plate with excellent material homogeneity and production method for same
CN112930413A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5387073B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス用鋼板部材の製造方法
CN104685091B (zh) 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN109642286B (zh) 铁素体系不锈钢热轧退火钢板及其制造方法
CN113840934A (zh) 高强度构件、高强度构件的制造方法和高强度构件用钢板的制造方法
WO2014162984A1 (ja) ホットスタンプ成形体、冷延鋼板、及びホットスタンプ成形体の製造方法
CN105026596B (zh) 拉深加工性和加工后的表面硬度优异的热轧钢板
EP2891727A1 (en) Steel plate
JP7241889B2 (ja) 接合部品及びその製造方法
JP6036756B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2010229514A (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
WO2018199062A1 (ja) フェライト系ステンレス熱延焼鈍鋼板およびその製造方法
CN106232847B (zh) 强冷加工性和加工后的硬度优异的热轧钢板
WO2021125283A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP6406436B2 (ja) 鋼板
JP6075339B2 (ja) 高強度部材の製造方法
JP7810906B2 (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP2011006765A (ja) プロジェクション溶接用冷延鋼板およびその製造方法
TW201704498A (zh) 應變誘發相變態型複合組織鋼板及其製造方法
WO2023189174A1 (ja) ホットスタンプ成形体

Legal Events

Date Code Title Description
121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 16772742

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2017509979

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 15546410

Country of ref document: US

REG Reference to national code

Ref country code: BR

Ref legal event code: B01A

Ref document number: 112017016442

Country of ref document: BR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20177022681

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2017/010605

Country of ref document: MX

REEP Request for entry into the european phase

Ref document number: 2016772742

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 112017016442

Country of ref document: BR

Kind code of ref document: A2

Effective date: 20170731