WO2020184356A1 - 熱延鋼板 - Google Patents

熱延鋼板 Download PDF

Info

Publication number
WO2020184356A1
WO2020184356A1 PCT/JP2020/009310 JP2020009310W WO2020184356A1 WO 2020184356 A1 WO2020184356 A1 WO 2020184356A1 JP 2020009310 W JP2020009310 W JP 2020009310W WO 2020184356 A1 WO2020184356 A1 WO 2020184356A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hot
less
rolled steel
height
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/JP2020/009310
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
洋志 首藤
玄紀 虻川
章文 榊原
洵 安藤
哲 安里
将太 遠藤
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 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 Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Priority to CN202080007344.9A priority Critical patent/CN113227416B/zh
Priority to KR1020217019096A priority patent/KR102524921B1/ko
Priority to MX2021007669A priority patent/MX2021007669A/es
Priority to EP20770446.1A priority patent/EP3940093A4/en
Priority to JP2021504981A priority patent/JP7317100B2/ja
Priority to US17/413,824 priority patent/US12180570B2/en
Publication of WO2020184356A1 publication Critical patent/WO2020184356A1/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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • 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
    • C21D8/0247—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 heat treatment
    • C21D8/0263—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 heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties 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
    • C21D8/0278—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 involving a particular surface treatment 
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—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
    • C22C38/04—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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B2261/00—Product parameters
    • B21B2261/14—Roughness
    • 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
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent fatigue resistance.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-43962 filed in Japan on March 11, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • hot-rolled steel sheet manufactured by hot rolling is widely used as a relatively inexpensive structural material and as a material for structural members of automobiles and industrial equipment.
  • hot-rolled steel sheets used for undercarriage parts of automobiles are being strengthened from the viewpoints of weight reduction, durability, shock absorption, etc., and at the same time, they are important safety parts, so they have excellent resistance. Fatigue characteristics are required.
  • Fatigue cracks usually occur from the surface of a steel sheet, so efforts are being made to control the surface properties of the steel sheet to improve fatigue resistance.
  • Patent Documents 1 and 2 describe techniques for improving descaling property by raising the descaling temperature to a high temperature, reducing the surface roughness Ra of the steel sheet after pickling to 1.2 ⁇ m or less, and improving fatigue resistance characteristics. It has been reported. Further, Patent Document 3 reports a technique for improving the fatigue resistance characteristics by controlling the scale thickness before the start of finish rolling to reduce the roughness Ra of the base iron / scale interface to 1.5 ⁇ m or less.
  • the position where the fatigue crack occurs is considered to be the portion having the smallest radius of curvature among the concave portions on the surface of the steel sheet, but the method of controlling the radius of curvature of this concave portion has not been shown in the conventional knowledge. ..
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having excellent tensile strength of 500 MPa or more and 1470 MPa or less and excellent fatigue resistance. .. More preferably, it is an object of the present invention to provide a high-strength hot-rolled steel sheet having the above characteristics and excellent bending workability.
  • the hot-rolled steel sheet according to one aspect of the present invention has C: 0.030 to 0.250%, Si: 0.05 to 2.50%, Mn: 1.00 in mass% as a chemical component. ⁇ 4.00%, sol. Al: 0.001 to 2.000%, P: 0.100% or less, S: 0.0200% or less, N: 0.01000% or less, Ti: 0 to 0.20%, Nb: 0 to 0.
  • B 0 to 0.010%
  • V 0 to 1.0%
  • Cr 0 to 1.0%
  • Mo 0 to 1.0%
  • Cu 0 to 1.0%
  • Co 0 to 1.0%
  • W 0 to 1.0%
  • Ni 0 to 1.0%
  • Ca 0 to 0.01%
  • Mg 0 to 0.01%
  • REM 0 to 0.01 %
  • Zr 0 to 0.01%
  • balance Fe and impurities
  • the height from the average height position which is the average height position between the height position of the point with the highest height position and the height position of the recessed portion, which is the point with the lowest height position, to the recessed portion.
  • R 1 the distance in the vertical direction
  • R 2 the average height of two measurement points separated by 5 ⁇ m from the recess in the rolling direction or in the direction perpendicular to the rolling direction
  • R 2 the average value of the radius of curvature r represented by (1) is 10 ⁇ m or more, and the tensile strength is 500 MPa or more.
  • r (25+
  • the area ratio of the scale scratched portion may be 30% or less when the recessed portion having R 1 of 10 ⁇ m or more is used as the scale scratched portion.
  • the hot-rolled steel sheet according to (1) or (2) has Ti: 0.001 to 0.20%, Nb: 0.001 to 0.2%, B in mass% as the chemical component.
  • V 0.005 to 1.0%
  • Cr 0.005 to 1.0%
  • Mo 0.005 to 1.0%
  • Cu 0.005 to 1 .0%
  • Co 0.005 to 1.0%
  • W 0.005 to 1.0%
  • Ni 0.005 to 1.0%
  • Ca 0.0003 to 0.01%
  • Mg It may contain at least one composed of the group consisting of 0.0003 to 0.01%, REM: 0.0003 to 0.01%, and Zr: 0.0003 to 0.01%.
  • a hot-rolled steel sheet having excellent tensile strength of 500 MPa or more and 1470 MPa or less and excellent fatigue resistance. Further, according to a preferred embodiment of the present invention, it is possible to obtain a hot-rolled steel sheet having the above-mentioned characteristics and having excellent bending workability capable of suppressing the occurrence of internal bending cracks.
  • (A) is a schematic view when the plate surface of the hot-rolled steel plate is viewed in a plan view, and (b) is a side view when viewed from the plate thickness direction.
  • (A) is a schematic view when the plate surface of the hot-rolled steel plate is viewed in a plan view, and (b) is an example of 3D image data acquired from the hot-rolled steel plate.
  • the present inventors diligently investigated the fatigue resistance characteristics of a high-strength steel sheet, and clarified that the time strength of fatigue increases when the radius of curvature of the recessed portion on the surface of the steel sheet exceeds a certain value.
  • This mechanism is presumed as follows.
  • intrusion which is the initial stage of fatigue cracking, is formed in the recessed portion on the surface of the steel sheet.
  • the larger the radius of curvature of the recess the smaller the stress concentration. Therefore, the stress concentration at the tip of the recess is relaxed, the formation of penetration is suppressed, and the occurrence of fatigue cracks is suppressed.
  • the present inventors have also found an effective hot rolling method for obtaining the radius of curvature of the recessed portion.
  • the radius of curvature of the recess is characterized by the growth rate of the scale during hot rolling, and it has been clarified that this can be achieved by applying a water film on the surface of the steel sheet under certain conditions during hot rolling.
  • internal bending cracks The mechanism of internal bending cracking is presumed as follows. During bending, compressive stress is generated inside the bend. At first, the entire inside of the bend is deformed uniformly while processing proceeds, but when the amount of processing increases, the deformation cannot be carried out only by uniform deformation, and the deformation progresses due to the concentration of strain locally (generation of shear deformation zone).
  • the composition of the hot-rolled steel sheet according to this embodiment will be described in detail below.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment contains a basic element as a chemical component, contains a selective element if necessary, and the balance is composed of Fe and impurities.
  • C, Si, Mn, and Al are the basic elements (main alloying elements).
  • C (C: 0.030% or more and 0.250% or less) C is an important element for ensuring the strength of the steel sheet. If the C content is less than 0.030%, the tensile strength of 500 MPa or more cannot be secured. Therefore, the C content is 0.030% or more, preferably 0.050% or more. On the other hand, if the C content exceeds 0.250%, the weldability deteriorates, so the upper limit is set to 0.250%.
  • the C content is preferably 0.200% or less, more preferably 0.150% or less.
  • Si 0.05% or more and 2.50% or less
  • Si is an important element whose material strength can be increased by solid solution strengthening. If the Si content is less than 0.05%, the yield strength is lowered, so the Si content is set to 0.05% or more.
  • the Si content is preferably 0.10% or more, more preferably 0.30% or more. On the other hand, if the Si content exceeds 2.50%, the surface texture deteriorates, so the Si content is set to 2.50% or less.
  • the Si content is preferably 2.00% or less, more preferably 1.50% or less.
  • Mn 1.00% or more and 4.00% or less
  • Mn is an element effective in increasing the mechanical strength of the steel sheet. If the Mn content is less than 1.00%, it is not possible to secure a tensile strength of 500 MPa or more, which is not preferable. Therefore, the Mn content is set to 1.00% or more. The Mn content is preferably 1.50% or more, more preferably 2.00% or more. On the other hand, if Mn is added in excess, the structure becomes non-uniform due to Mn segregation and the bending workability is lowered, which is not preferable. Therefore, the Mn content is 4.00% or less, preferably 3.00% or less, and more preferably 2.60% or less.
  • Al is an element having an action of deoxidizing steel to make a steel sheet sound.
  • sol. If the Al content is less than 0.001%, it cannot be sufficiently deoxidized. The Al content is 0.001% or more. However, when sufficient deoxidation is required, it is more desirable to add 0.01% or more. More preferably, sol. The Al content is 0.02% or more. On the other hand, sol. If the Al content exceeds 2.000%, the weldability is significantly reduced, oxide-based inclusions are increased, and the surface texture is significantly deteriorated, which is not preferable. Therefore, sol. The Al content is 2.000% or less, preferably 1.500% or less, and more preferably 1.000% or less.
  • the Al content is more preferably 0.300% or less.
  • An oxide-containing layer of Al remains on the surface after pickling, which may deteriorate the chemical conversion treatment property.
  • the Al content is more preferably 0.150% or less. Since there is a concern that sliver defects may occur due to the oxide-containing layer of Al on the surface, sol.
  • the Al content is most preferably 0.080% or less.
  • sol. Al means an acid-soluble Al that is not an oxide such as Al 2 O 3 and is soluble in an acid.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment contains impurities as a chemical component.
  • impurities refer to those mixed from ore or scrap as a raw material, from the manufacturing environment, etc. when steel is industrially manufactured. For example, it means an element such as P, S, N. These impurities are preferably limited as follows in order to fully exert the effects of the present embodiment. Further, since the content of impurities is preferably small, it is not necessary to limit the lower limit value, and the lower limit value of impurities may be 0%.
  • P 0.100% or less
  • P is generally an impurity contained in steel, but since it has an effect of increasing tensile strength, P may be positively contained. However, if the P content exceeds 0.100%, the weldability is significantly deteriorated, which is not preferable. Therefore, the P content is limited to 0.100% or less.
  • the P content is preferably limited to 0.050% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the P content may be 0.001% or more.
  • S is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability. If the S content exceeds 0.0200%, the weldability is significantly lowered, the amount of MnS precipitated is increased, and the low temperature toughness is lowered, which is not preferable. Therefore, the S content is limited to 0.0200% or less.
  • the S content is preferably limited to 0.0100% or less, more preferably 0.0050% or less. From the viewpoint of desulfurization cost, the S content may be 0.001% or more.
  • N is an impurity contained in steel, and the smaller the amount, the more preferable it is from the viewpoint of weldability. If the N content exceeds 0.01000%, the weldability is significantly reduced, which is not preferable. Therefore, the N content may be limited to 0.01000% or less, preferably 0.00500% or less.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may contain a selective element in addition to the basic elements and impurities described above.
  • a selective element instead of a part of Fe which is the balance described above, Ti, Nb, B, V, Cr, Mo, Cu, Co, W, Ni, Ca, Mg, REM, and Zr are contained as selective elements. May be good.
  • These selective elements may be contained according to the purpose. Therefore, it is not necessary to limit the lower limit of these selective elements, and the lower limit may be 0%. Further, even if these selective elements are contained as impurities, the above effects are not impaired.
  • Ti 0% or more and 0.20% or less
  • TiC is an element that precipitates on ferrite or bainite of the steel sheet structure during cooling or winding of the steel sheet and contributes to the improvement of strength. Further, when Ti exceeds 0.20%, the above effect is saturated and the economic efficiency is lowered. Therefore, the Ti content is 0.20% or less.
  • the Ti content is preferably 0.18% or less, more preferably 0.15% or less. In order to obtain the above effect preferably, the Ti content may be 0.001% or more. It is preferably 0.02% or more.
  • Nb is an element that precipitates as NbC to improve the strength, remarkably suppress the recrystallization of austenite, and refine the grain size of ferrite.
  • the Nb content is set to 0.20% or less. It is preferably 0.15% or less, more preferably 0.10% or less. In order to obtain the above effect preferably, the Nb content may be 0.001% or more. It is preferably 0.005% or more.
  • B (B: 0% or more and 0.010% or less) B segregates at the grain boundaries to improve the grain boundary strength, so that roughness of the punched cross section at the time of punching can be suppressed. Therefore, B may be contained. Even if the B content exceeds 0.010%, the above effect is saturated and economically disadvantageous. Therefore, the upper limit of the B content is set to 0.010% or less.
  • the B content is preferably 0.005% or less, more preferably 0.003% or less. In order to obtain the above effect preferably, the B content may be 0.001% or more.
  • V 0% or more and 1.0% or less
  • Cr 0% or more and 1.0% or less
  • Mo 0% or more and 1.0% or less
  • Cu 0% or more and 1.0% or less
  • Co 0% or more and 1.0% or less
  • W 0% or more and 1.0% or less
  • Ni 0% or more and 1.0% or less
  • V, Cr, Mo, Cu, Co, W, and Ni are all elements that are effective in ensuring stable strength. Therefore, these elements may be contained. However, even if each of the elements is contained in an amount of more than 1.0%, the effect of the above action is likely to be saturated, which may be economically disadvantageous.
  • the V content, Cr content, Mo content, Cu content, Co content, W content, and Ni content are each preferably 1.0% or less.
  • W: 0.005% or more and Ni: 0.005% or more is contained.
  • Ca, Mg, REM, and Zr are all elements that contribute to inclusion control, particularly fine dispersion of inclusions, and have an effect of enhancing toughness. Therefore, one or more of these elements may be contained. However, if each of the elements is contained in an amount of more than 0.01%, deterioration of the surface texture may become apparent. Therefore, the content of each element is preferably 0.01% or less. In order to obtain the effect of the above action more reliably, the content of at least one of these elements is preferably 0.0003% or more.
  • REM refers to a total of 17 elements of Sc, Y and lanthanoid, and is at least one of them.
  • the content of REM means the total content of at least one of these elements.
  • lanthanoids they are industrially added in the form of misch metal.
  • Ca 0.0003% or more and 0.01% or less
  • Mg 0.0003% or more and 0.01% or less
  • REM 0. It is preferable to contain at least one of 0003% or more and 0.01% or less and Zr: 0.0003% or more and 0.01% or less.
  • the above steel composition may be measured by a general analysis method for steel.
  • the steel component may be measured using ICP-AES (Inductively Coupled Plasma-Atomic Emission Spectrum).
  • C and S may be measured by using the combustion-infrared absorption method
  • N may be measured by using the inert gas melting-thermal conductivity method
  • O may be measured by using the inert gas melting-non-dispersive infrared absorption method.
  • the method of obtaining the radius of curvature r (unit: ⁇ m) of the recessed portion is as follows. Using a contact roughness meter or a non-contact roughness meter, with a length of 4 mm or more with an interval of 10 mm or more with respect to the rolling direction (L direction) of the steel sheet and the direction perpendicular to the rolling direction (C direction). The height profile is measured at any 5 points.
  • FIG. 1A is a schematic view of the plate surface of the hot-rolled steel sheet 100 in a plan view
  • FIG. 1A is a schematic view of the plate surface of the hot-rolled steel sheet 100 in a plan view
  • FIG. 1B is a side view of the hot-rolled steel plate 100 when viewed from the plate thickness direction.
  • X represents a rolling direction (L direction) or a direction perpendicular to the rolling direction (C direction)
  • Y represents a direction perpendicular to X.
  • "height R 1 of the recessed portion” is the average of the highest height position and the lowest height position (recessed portion H) in the height profile.
  • the height position is the average height position I
  • the distance in the height direction from the average height position I to the recessed portion H is expressed in units of ⁇ m.
  • two measurement points 5 ⁇ m away from the recess H on the height profile are points A and B shown in FIG.
  • R 2 is an average value of the height R 21 of the point A and the height R 22 of the point B.
  • distance represents an absolute value of the distance in the height direction from the average height position I, and the direction thereof does not matter.
  • the average value of the measured radius of curvature r at 10 points is 10 ⁇ m or more
  • the strength over 200,000 times of fatigue is good regardless of the steel sheet structure of the base material.
  • the average value of the radius of curvature r is 16 ⁇ m or more, more preferably 21 ⁇ m or more.
  • the surface texture of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment is a case where a recessed portion having a depth (R 1 of the above formula (1)) of 10 ⁇ m or more (a recessed portion having a depth of 10 ⁇ m or more is called a scale scratched portion). It is desirable that the area ratio of (there is) is 30% or less. If the area ratio of the scale scratched portion exceeds 30%, strain concentration occurs locally in the scale scratched portion at the initial stage of bending, which causes cracks in the bending inside, which is not preferable.
  • FIG. 2A is a schematic view of the plate surface of the hot-rolled steel plate 100 in a plan view
  • FIG. 2B is an example of 3D image data acquired from the hot-rolled steel plate 100. In the image shown in FIG.
  • the average height position between the highest height position and the lowest height position is defined as the average height position I, and the height position is higher than the average height position I.
  • a region as low as 10 ⁇ m or more is defined as the scale scratched portion 10, and the surface area of the scale scratched portion 10 is measured with an apparatus for acquiring 3D image data.
  • the area of the scale scratched portion 10 by dividing the surface area of all the scale scratched portions 10 included in the range by the total surface area of the range using the 3D image data in the range of 3000 ⁇ m ⁇ 3000 ⁇ m on the surface of the hot-rolled steel sheet 100. Calculate the rate. That is, if there is no region whose height position is 10 ⁇ m or more lower than the average height position within the range of 3000 ⁇ m ⁇ 3000 ⁇ m, there is no scale scratched portion within that range.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment may have any phase such as ferrite, pearlite, bainite, fresh martensite and tempered martensite, pearlite, and retained austenite as constituent phases of the steel structure.
  • a compound such as bainite may be contained in the structure.
  • in% area, 80% or less ferrite, 0 to 100% bainite or martensite, and other retained austenite: 25% or less and pearlite: 5% or less can be contained.
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has a tensile strength (TS) of 500 MPa or more as a sufficient strength that contributes to weight reduction of automobiles.
  • TS tensile strength
  • the practical upper limit of the tensile strength is 1470 MPa or less. Therefore, it is not necessary to set the upper limit of the tensile strength in particular, but in the present embodiment, the upper limit of the substantial tensile strength can be set to 1470 MPa.
  • the tensile test may be performed in accordance with JIS Z2241 (2011).
  • the hot-rolled steel sheet according to this embodiment has excellent fatigue resistance.
  • the test piece described in JIS Z 2275 is collected from the position of 1/4 of the width direction of the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction.
  • C direction the direction perpendicular to the rolling direction
  • the time strength of 200,000 times is 450 MPa or more or the tensile strength. 55% or more of.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present embodiment has excellent bending workability.
  • the limit bending R / t value which is an index value of the bending internal crackability, is 2.5 or less.
  • the R / t value is, for example, bending (L-axis bending) in which a strip-shaped test piece is cut out from the width direction 1/2 position of the hot-rolled steel sheet and the bending ridge line is parallel to the rolling direction (L direction). Bending is performed in accordance with JIS Z2248 (V block 90 ° bending test) for both bending (C-axis bending) in which the bending ridge is parallel to the direction perpendicular to the rolling direction (C direction), and occurs inside the bending. The cracks can be investigated and found.
  • the minimum bending radius at which cracks do not occur can be obtained, and the value obtained by dividing the average value of the minimum bending radii of the L axis and the C axis by the plate thickness can be used as the index value of bending workability as the limit bending R / t.
  • the manufacturing process prior to hot rolling is not particularly limited. That is, following the melting in a blast furnace or an electric furnace, various secondary smelting may be performed, and then casting may be performed by a method such as ordinary continuous casting, casting by an ingot method, or thin slab casting.
  • a method such as ordinary continuous casting, casting by an ingot method, or thin slab casting.
  • the cast slab may be cooled to a low temperature and then heated again and then hot-rolled, or the cast slab may be hot-rolled as it is after casting without being cooled to a low temperature. .. Scrap may be used as the raw material.
  • the cast slab is heated.
  • the slab is heated to a temperature of 1100 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and then held for 30 minutes or longer.
  • Ti or Nb is added, it is heated to a temperature of 1200 ° C. or higher and 1300 ° C. or lower, and then held for 30 minutes or longer. If the heating temperature is less than 1200 ° C., the precipitate elements Ti and Nb are not sufficiently dissolved, so that sufficient precipitation strengthening cannot be obtained during the subsequent hot rolling, and the precipitate remains as coarse carbides, resulting in formability. It is not preferable because it deteriorates. Therefore, when Ti and Nb are contained, the heating temperature of the slab is set to 1200 ° C. or higher.
  • the heating temperature is set to 1300 ° C. or lower.
  • the heating holding time is preferably 30 minutes or more in order to sufficiently dissolve Ti and Nb. Further, in order to suppress excessive scale loss, the heating holding time is preferably 10 hours or less, and more preferably 5 hours or less.
  • the slab may have a desired size and shape, and the conditions thereof are not particularly limited.
  • the thickness of the rough-rolled plate affects the amount of temperature decrease from the tip to the tail of the hot-rolled plate from the start of rolling to the completion of rolling in the finish rolling process, so it should be determined in consideration of this. Is preferable.
  • the rough-rolled plate is subjected to finish rolling.
  • finish rolling is performed in a temperature range of 1200 ° C. to 850 ° C. under the condition of satisfying the following formula (2).
  • F is the total time (xy seconds) excluding the time (y seconds) in which the steel sheet is in contact with the roll among the time (x seconds) from the start to the completion of finish rolling, and the surface of the steel sheet is a water film.
  • the scale that grows during finish rolling can also cause dents to be formed in the steel sheet, but the growth can be suppressed by covering the surface of the steel sheet with a water film, so it takes a long time to cover the surface of the steel sheet with the water film. So desirable. If F ⁇ 0.5 is satisfied, good fatigue time intensity can be obtained, preferably F ⁇ 0.6, and even more preferably F ⁇ 0.7. Examples of the method of covering the surface of the steel sheet with a water film include spraying water between the rolls.
  • the larger the amount of Si that is, the larger the Si * , the easier it is for a recess to be formed.
  • the ease of forming the recessed portion by adding Si becomes particularly effective when 0.35% by mass or more of Si is added. Therefore, when 0.35% by mass or more is added, Si * becomes a function of Si, but when it is less than 0.35% by mass, it becomes a constant.
  • K in the above formula (3) is represented by the following formula (4).
  • K ⁇ ((FT n -930 ) ⁇ S n) ⁇ (4)
  • S n is hourly when sprayed on the steel sheet with water spray shape during the n-1 stage and the n-th stage of the finish rolling
  • the amount of spraying (m 3 / min).
  • K is a parameter of manufacturing conditions indicating the difficulty of forming a recessed portion.
  • K is a term indicating the effect of descaling a scale that could not be completely peeled off by descaling before finishing or a scale that was re-formed during finish rolling during finish rolling, and a large amount of water at a high temperature. Is shown to be easier to descale by spraying on the steel sheet.
  • the original parameter of the manufacturing condition indicating the difficulty of forming scale scratches is the product of "parameter related to temperature” and "parameter related to the amount of water sprayed", and finish rolling is performed. It is considered that it will be integrated in the temperature range to be performed. This is due to the idea of promoting descaling by spraying more water at a higher temperature.
  • parameter K (Equation 4), which is equivalent to summing up the above-mentioned original parameters divided between each roll. It has been found that the surface roughness can be controlled.
  • the parameter K deviates from the above-mentioned original parameter depending on the number of stands of the finishing rolling mill, the distance between rolls, and the plate passing speed.
  • the present inventors set the above parameter K within the range of 5 to 8 finishing rolling stands, a distance between rolls of 4500 mm to 7000 mm, and a plate passing speed (speed after passing the final stage) of 400 to 900 mmp. It has been confirmed that the surface roughness can be controlled by using it.
  • the ratio of the parameter K of the manufacturing conditions indicating the difficulty of forming the dented portion and the parameter Si * relating to the steel plate component indicating the ease of forming the dented portion is 1.2 or more.
  • the area ratio of the scale scratched portion can be set to less than 30%, and the occurrence of cracks inside the bend can be suppressed. If K / Si * ⁇ 1.2 is satisfied at the same time as F ⁇ 0.5, the area ratio of the scale scratches can be reduced and the occurrence of cracks inside the bend can be further suppressed as compared with the case where only F ⁇ 0.5 is satisfied. Therefore, it is preferable.
  • a cooling step and a winding step are performed.
  • the above-mentioned suitable characteristics are achieved by controlling the surface texture rather than controlling the base structure, and therefore the conditions of the cooling step and the winding step are not particularly limited. Therefore, the cooling step and the winding step after the multi-step finish rolling may be performed by a conventional method.
  • the hot-rolled steel sheet may be pickled if necessary after cooling.
  • the pickling treatment may be carried out, for example, in hydrochloric acid having a concentration of 3 to 10% at a temperature of 85 ° C. to 98 ° C. for 20 seconds to 100 seconds.
  • the hot-rolled steel sheet may be skin-passed if necessary after cooling.
  • Skin pass rolling has the effect of preventing stretcher strain generated during processing and shaping and correcting the shape.
  • the hot-rolled steel sheet according to the present invention will be described in more detail below with reference to an example.
  • the following examples are examples of the hot-rolled steel sheet of the present invention, and the hot-rolled steel sheet of the present invention is not limited to the following aspects.
  • the conditions in the examples described below are one-condition examples adopted for confirming the feasibility and effect of the present invention, and the present invention is not limited to these one-condition examples.
  • various conditions can be adopted as long as the gist of the present invention is not deviated and the object of the present invention is achieved.
  • the steels with the chemical components shown in Table 1 are cast, and after casting, they are cooled as they are or to room temperature and then reheated to a temperature range of 1200 ° C to 1300 ° C, and then at a temperature of 1100 ° C or higher, Table 2
  • the slab was roughly rolled to the rough-rolled plate thickness shown in Table 3 to prepare a rough-rolled plate.
  • the rough-rolled plate was finish-rolled using the following three types of finish-rolling machines.
  • Rolling machine A 7 stands, distance between rolls 5500 mm, plate passing speed 700 mpm Rolling machine B: 6 stands, distance between rolls 5500 mm, plate passing speed 600 mpm Rolling machine C: 7 stands, distance between rolls 6000 mm, plate passing speed 700 mpm
  • Tables 2 and 3 show the temperature FT n of the nth stage of finish rolling, and the amount of sprayed water per hour when water is sprayed onto the steel plate between the n-1st and nth stages of finish rolling ( the m 3 / min) S n shown in tables 4 and 5.
  • the finish rolling mills used are also shown in Tables 4 and 5. After the finish rolling was completed, cooling and winding were performed in each of the cooling patterns shown below with the aim of forming the hot-rolled plate structure into bainite, ferrite-bainite, and martensite.
  • Cooling pattern B The hot-rolled steel sheet produced by this pattern is subjected to a cooling process and a winding process in which after finish rolling, it is cooled to a winding temperature of 450 ° C to 550 ° C at a cooling rate of 20 ° C./sec or more, and then wound into a coil. did.
  • C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, and Mo represent the content of each element in the unit: mass%.
  • Ar3 (° C.) 870-390C + 24Si-70Mn-50Ni-5Cr-20Cu + 80Mo
  • Each hot-rolled steel sheet was pickled with hydrochloric acid having a concentration of 3 to 10% at a temperature of 85 ° C. to 98 ° C. for 20 seconds to 100 seconds to peel off the scale.
  • the radius of curvature of the recess was measured as follows. Using a contact roughness meter, the height profile was measured at 5 points each with a length of 4 mm or more at intervals of 10 mm or more with respect to the rolling direction of the steel sheet and the direction perpendicular to the rolling direction, and defined above. The radius of curvature of the recess was calculated.
  • the area ratio of the scale scratches was measured as follows.
  • the tensile strength is JIS Z 2241 (2011) using the JIS No. 5 test piece collected so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction from the position of 1/4 of the width direction of the hot-rolled steel sheet. ), A tensile test was carried out to determine the maximum tensile strength TS (MPa) and the butt elongation (total elongation) EL (%). When TS ⁇ 500 MPa was satisfied, it was judged as a high-strength hot-rolled steel sheet and passed.
  • Fatigue strength is determined by collecting test pieces described in JIS Z 2275 so that the direction perpendicular to the rolling direction (C direction) is the longitudinal direction from the position of 1/4 of the width direction of the hot-rolled steel sheet, and the fatigue strength is adjusted to JIS Z 2275. Obtained by conducting a conforming plane bending fatigue test. The time strength at which the number of repeated breaks was 200,000 was defined as the time strength of 200,000 times. When the time strength of 200,000 times was 450 MPa or more or 55% or more of the tensile strength, it was judged as a hot-rolled steel sheet having excellent fatigue resistance and passed.
  • a strip-shaped test piece of 100 mm ⁇ 30 mm was cut out from a position 1/2 in the width direction of the hot-rolled steel sheet and subjected to the following test.

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)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

本発明に係る熱延鋼板は、所定の化学成分を有し、５つの測定範囲でそれぞれ圧延方向及び前記圧延方向と直角方向に表面の高さプロファイルを測定し、それぞれの前記高さプロファイルで、最も高さ位置が高い点の高さ位置と最も高さ位置が低い点である凹み部の高さ位置との平均の高さ位置である平均高さ位置から前記凹み部までの高さ方向の距離をＲ１（μｍ）、前記凹み部から前記圧延方向又は前記圧延方向と直角方向に５μｍ離間した２つの測定点の高さの平均をＲ２（μｍ）としたとき、下記式（１）で表される曲率半径ｒの平均値が１０μｍ以上であり、引張強度が５００ＭＰａ以上である。　ｒ＝（２５＋｜Ｒ２－Ｒ１｜２）／２｜Ｒ２－Ｒ１｜・・・（１）

Description

熱延鋼板
　本発明は、耐疲労特性に優れる高強度熱延鋼板に関する。
　本願は、２０１９年３月１１日に、日本に出願された特願２０１９－４３９６２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　熱間圧延によって製造されるいわゆる熱延鋼板は、比較的安価な構造材料として、自動車や産業機器の構造部材用素材として広く使用されている。特に、自動車の足廻り部品、に用いられる熱延鋼板には、軽量化、耐久性、衝撃吸収能などの観点から、高強度化が進められており、同時に重要保安部品であるため優れた耐疲労特性が必要とされている。
　疲労き裂は通常、鋼板の表面から発生するため、鋼板の表面性状を制御して耐疲労特性を向上させる取り組みがなされている。
　特許文献１、２には、デスケーリング温度を高温にすることで、デスケーリング性を向上させ、酸洗後の鋼板表面粗さＲａを１．２μｍ以下にして、耐疲労特性を向上させる技術が報告されている。また、特許文献３には仕上げ圧延開始前のスケール厚を制御することにより、地鉄／スケール界面の粗さＲａを１．５μｍ以下とし、耐疲労特性を向上させる技術が報告されている。
日本国特許第４４０４００４号公報 日本国特許第４５１８０２９号公報 日本国特許第５４７１９１８号公報
　一方で、疲労き裂の発生位置は鋼板表面の凹凸の凹み部のうち、最も曲率半径が小さい部分と考えられるが、この凹み部の曲率半径を制御する方法は従来の知見では示されていない。
　本発明は、上述に鑑み、以下に示す諸形態に想到したもので、５００ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ以下の優れた引張強度を有し、耐疲労特性に優れる高強度熱延鋼板を提供することを課題とする。更に好ましくは、本発明は、上記特性を有した上で、曲げ加工性に優れる高強度熱延鋼板を提供することを課題とする。
（１）本発明の一態様に係る熱延鋼板は、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０３０～０．２５０％、Ｓｉ：０．０５～２．５０％、Ｍｎ：１．００～４．００％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２００％以下、Ｎ：０．０１０００％以下、Ｔｉ：０～０．２０％、Ｎｂ：０～０．２０％、Ｂ：０～０．０１０％、Ｖ：０～１．０％、Ｃｒ：０～１．０％、Ｍｏ：０～１．０％、Ｃｕ：０～１．０％、Ｃｏ：０～１．０％、Ｗ：０～１．０％、Ｎｉ：０～１．０％、Ｃａ：０～０．０１％、Ｍｇ：０～０．０１％、ＲＥＭ：０～０．０１％、Ｚｒ：０～０．０１％、及び残部：Ｆｅ及び不純物を含み、５つの測定範囲でそれぞれ圧延方向及び前記圧延方向と直角方向に表面の高さプロファイルを測定し、それぞれの前記高さプロファイルで、最も高さ位置が高い点の高さ位置と最も高さ位置が低い点である凹み部の高さ位置との平均の高さ位置である平均高さ位置から前記凹み部までの高さ方向の距離をＲ１（μｍ）、前記凹み部から前記圧延方向又は前記圧延方向と直角方向に５μｍ離間した２つの測定点の高さの平均をＲ２（μｍ）としたとき、下記式（１）で表される曲率半径ｒの平均値が１０μｍ以上であり、引張強度が５００ＭＰａ以上である。
　ｒ＝（２５＋｜Ｒ２－Ｒ１｜２）／２｜Ｒ２－Ｒ１｜・・・（１）
（２）（１）に記載の熱延鋼板は、前記Ｒ１が１０μｍ以上である前記凹み部をスケール傷部としたとき、前記スケール傷部の面積率が３０％以下であってもよい。
（３）（１）又は（２）に記載の熱延鋼板は、前記化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１～０．２０％、Ｎｂ：０．００１～０.２％、Ｂ：０．００１～０．０１０％、Ｖ：０．００５～１．０％、Ｃｒ：０．００５～１．０％、Ｍｏ：０．００５～１．０％、Ｃｕ：０．００５～１．０％、Ｃｏ：０．００５～１．０％、Ｗ：０．００５～１．０％、Ｎｉ：０．００５～１．０％、Ｃａ：０．０００３～０．０１％、Ｍｇ：０．０００３～０．０１％、ＲＥＭ：０．０００３～０．０１％、Ｚｒ：０．０００３～０．０１％からなる群から構成される少なくとも１種を含有してもよい。
　本発明の一形態によれば、５００ＭＰａ以上１４７０ＭＰａ以下の優れた引張強度を有し、耐疲労特性に優れた熱延鋼板を得ることができる。更に、本発明の好ましい態様によれば、上記特性を有した上で、曲げ内割れ発生の抑制ができる曲げ加工性に優れた熱延鋼板を得ることができる。
（ａ）は熱延鋼板の板面を平面視したときの模式図であり、（ｂ）は板厚方向から見たときの側面図である。 （ａ）は熱延鋼板の板面を平面視したときの模式図であり、（ｂ）は熱延鋼板から取得された３Ｄ画像データの一例である。
　以下に、本発明の一実施形態に係る熱延鋼板について詳細に説明する。ただ、本発明は本実施形態に開示の構成のみに制限されることなく、本発明の趣旨を逸脱しない範囲で種々の変更が可能である。また、下記する数値限定範囲には、下限値及び上限値がその範囲に含まれる。「超」または「未満」と示す数値は、その値が数値範囲に含まれない。各元素の含有量に関する「％」は、「質量％」を意味する。
　まず、本発明を想到するに至った本発明者らの知見について説明する。
　本発明者らは、高強度鋼板の耐疲労特性について鋭意調査を行い、鋼板表面の凹み部の曲率半径が一定値を上回ると疲労の時間強度が上昇することを明らかにした。このメカニズムは以下のように推定される。鋼板が繰り返し負荷を受けると、疲労き裂の初期段階である入り込み（intrusion）が鋼板表面の凹み部に形成される。凹み部の曲率半径が大きいほど応力集中が小さくなるため、凹み部先端への応力集中が緩和され、入り込みの形成が抑制されて疲労き裂の発生が抑制される。従来、表面粗さの指標として用いられてきた平均粗さＲａや最大高さ粗さＲｚを制御するのみでは、このような局所的な応力集中を緩和することが難しいため、耐疲労特性向上効果を得にくい場合があった。
　また、本発明者らは、上記の凹み部の曲率半径を得るために効果的な熱間圧延方法も見出した。凹み部の曲率半径は熱間圧延時のスケールの成長速度によって特徴づけられ、熱間圧延中に鋼板表面に水膜をある条件で張ることでこれを達成できることが明らかになった。
　さらに、本発明者らは、高強度鋼板の曲げ加工性についても調査を行い、鋼板強度が高くなるほど、曲げ加工時に曲げ内側から亀裂が生じやすくなることを明らかにした（以下、曲げ内割れと呼称する）。
　曲げ内割れのメカニズムは以下のように推定される。曲げ加工時には曲げ内側に圧縮の応力が生じる。最初は曲げ内側全体が均一に変形しながら加工が進むが、加工量が大きくなると均一な変形のみで変形を担えなくなり、局所にひずみが集中することで変形が進む（せん断変形帯の発生）。
　このせん断変形帯が更に成長することで曲げ内側表面からせん断帯に沿った亀裂が発生し、成長する。高強度化に伴い曲げ内割れが発生しやすくなる理由は、高強度化に伴う加工硬化能の低下により、均一な変形が進みにくくなり、変形の偏りが生じやすくなることで、加工早期に（または緩い加工条件で）せん断変形帯が生じるためと推定される。
　本発明者らの研究により、曲げ内割れは、引張強さ７８０ＭＰａ級以上の鋼板で発生しやすくなり、９８０ＭＰａ級以上の鋼板で顕著になり、１１８０ＭＰａ級以上の鋼板で更に顕著な課題となることがわかった。また、本発明者らは、５００ＭＰａ以上の鋼板でも加工量が大きい際には曲げ内割れが課題となる場合があることも知見した。
１．化学成分
　以下、本実施形態に係る熱延鋼板の成分組成について詳細に説明する。本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、基本元素を含み、必要に応じて選択元素を含み、残部がＦｅ及び不純物からなる。
　本実施形態に係る熱延鋼板の化学成分のうち、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ａｌが基本元素（主要な合金化元素）である。
（Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下）
　Ｃは鋼板強度を確保する上で重要な元素である。Ｃ含有量が０．０３０％未満では、引張強度５００ＭＰａ以上を確保することができない。したがって、Ｃ含有量は０．０３０％以上とし、好ましくは０．０５０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が、０．２５０％超になると、溶接性が悪くなるので、上限を０．２５０％とする。好ましくは、Ｃ含有量が０．２００％以下、さらに好ましくは、０．１５０％以下である。
（Ｓｉ：０．０５％以上２．５０％以下）
　Ｓｉは、固溶強化により材料強度を高めることができる重要な元素である。Ｓｉ含有量が０．０５％未満では、降伏強度が低下するため、Ｓｉ含有量は０．０５％以上とする。Ｓｉ含有量は好ましくは、０．１０％以上、さらに好ましくは０．３０％以上である。
　一方、Ｓｉ含有量が２．５０％超では、表面性状劣化を引き起こすため、Ｓｉ含有量は２．５０％以下とする。Ｓｉ含有量は好ましくは２．００％以下、より好ましくは１．５０％以下である。
（Ｍｎ：１．００％以上４．００％以下）
　Ｍｎは、鋼板の機械的強度を高める上で有効な元素である。Ｍｎ含有量が１．００％未満では、５００ＭＰａ以上の引張強度を確保することができないため好ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は、１．００％以上とする。Ｍｎ含有量は好ましくは１．５０％以上であり、より好ましくは２．００％以上である。
　一方、Ｍｎを過剰に添加すると、Ｍｎ偏析によって組織が不均一になり、曲げ加工性が低下するため好ましくない。したがって、Ｍｎ含有量は４．００％以下とし、好ましくは、３．００％以下、より好ましくは、２．６０％以下である。
（ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下）
　Ａｌは、鋼を脱酸して鋼板を健全化する作用を有する元素である。ｓｏｌ．Ａｌ含有量が、０．００１％未満では、十分に脱酸できないため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は、０．００１％以上とする。但し、脱酸が十分に必要な場合、０．０１％以上の添加がより望ましい。さらに好ましくは、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０２％以上である。
　一方、ｓｏｌ．Ａｌ含有量が２．０００％超では、溶接性の低下が著しくなるとともに、酸化物系介在物が増加して表面性状の劣化が著しくなるため好ましくない。したがって、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は２．０００％以下とし、好ましくは１．５００％以下であり、より好ましくは１．０００％以下である。熱間圧延時に二相域圧延となり加工フェライト組織により延性が低下する恐れがあるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量はさらに好ましくは０．３００％以下である。酸洗後の表面にＡｌの酸化物含有層が残留し、化成処理性が劣化する恐れがあるので、ｓｏｌ．Ａｌ含有量はさらに好ましくは０．１５０％以下である。表面のＡｌの酸化物含有層に起因するスリバー疵の発生が懸念されるため、ｓｏｌ．Ａｌ含有量は最も好ましくは０．０８０％以下である。
　なお、ｓｏｌ．Ａｌとは、Ａｌ２Ｏ３等の酸化物になっておらず、酸に可溶する酸可溶Ａｌを意味する。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、化学成分として、不純物を含有する。なお、「不純物」とは、鋼を工業的に製造する際に、原料としての鉱石やスクラップから、または製造環境等から混入するものを指す。例えば、Ｐ、Ｓ、Ｎ等の元素を意味する。これらの不純物は、本実施形態の効果を十分に発揮させるために、以下のように制限することが好ましい。また、不純物の含有量は少ないことが好ましいので、下限値を制限する必要がなく、不純物の下限値が０％でもよい。
（Ｐ：０．１００％以下）
　Ｐは、一般には鋼に含有される不純物であるが、引張強度を高める作用を有するのでＰを積極的に含有させてもよい。しかし、Ｐ含有量が０．１００％超では溶接性の劣化が著しくなるため好ましくない。したがって、Ｐ含有量は０．１００％以下に制限する。Ｐ含有量は好ましくは０．０５０％以下に制限する。上記作用による効果をより確実に得るためには、Ｐ含有量を０．００１％以上にしてもよい。
（Ｓ：０．０２００％以下）
　Ｓは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｓ含有量が０．０２００％超では溶接性の低下が著しくなると共に、ＭｎＳの析出量が増加し、低温靭性が低下するため好ましくない。したがって、Ｓ含有量は０．０２００％以下に制限する。Ｓ含有量は好ましくは０．０１００％以下、さらに好ましくは０．００５０％以下に制限する。なお、脱硫コストの観点から、Ｓ含有量は、０．００１％以上としてもよい。
（Ｎ：０．０１０００％以下）
　Ｎは、鋼に含有される不純物であり、溶接性の観点からは少ないほど好ましい。Ｎ含有量が０．０１０００％超では溶接性の低下が著しくなるため好ましくない。したがって、Ｎ含有量は０．０１０００％以下に制限し、好ましくは０．００５００％以下としてもよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、上記で説明した基本元素および不純物に加えて、選択元素を含有してもよい。例えば、上記した残部であるＦｅの一部に代えて、選択元素として、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗ、Ｎｉ、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒを含有してもよい。これらの選択元素は、その目的に応じて含有させればよい。よって、これらの選択元素の下限値を制限する必要がなく、下限値が０％でもよい。また、これらの選択元素が不純物として含有されても、上記効果は損なわれない。
（Ｔｉ：０％以上０．２０％以下）
　Ｔｉは、ＴｉＣとして、鋼板の冷却中又は巻取り中、鋼板組織のフェライト又はベイナイトに析出し、強度の向上に寄与する元素である。また、Ｔｉが０．２０％を超えると上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．２０％以下とする。Ｔｉ含有量は、好ましくは０．１８％以下、より好ましくは０．１５％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｔｉ含有量は、０．００１％以上であればよい。好ましくは０．０２％以上である。
（Ｎｂ：０％以上０．２０％以下）
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、ＮｂＣとして析出し、強度を向上させるとともに、オーステナイトの再結晶を著しく抑制し、フェライトの結晶粒径を微細化する元素である。Ｎｂが０．２０％を超えると、上記の効果は飽和して経済性が低下する。したがって、Ｎｂ含有量は０．２０％以下とする。好ましくは、０．１５％以下、より好ましくは、０．１０％以下である。上記の効果を好ましく得るために、Ｎｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。好ましくは０．００５％以上である。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｔｉ：０．００１％以上０．２０％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．２０％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
（Ｂ：０％以上０．０１０％以下）
　Ｂは粒界に偏析して、粒界強度を向上させることで、打ち抜き時の打ち抜き断面の荒れを抑制することができる。したがって、Ｂを含有させてもよい。Ｂ含有量が０．０１０％を超えても、上記効果は飽和して、経済的に不利になるので、Ｂ含有量の上限は０．０１０％以下とする。Ｂ含有量は、好ましくは、０．００５％以下、より好ましくは、０．００３％以下である。上記の効果を好ましく得るためには、Ｂ含有量は、０．００１％以上であればよい。
（Ｖ：０％以上１．０％以下）（Ｃｒ：０％以上１．０％以下）（Ｍｏ：０％以上１．０％以下）（Ｃｕ：０％以上１．０％以下）（Ｃｏ：０％以上１．０％以下）（Ｗ：０％以上１．０％以下）（Ｎｉ：０％以上１．０％以下）
　Ｖ，Ｃｒ，Ｍｏ，Ｃｕ，Ｃｏ，Ｗ，Ｎｉは、いずれも強度を安定して確保するために効果のある元素である。したがって、これらの元素を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についても、それぞれ１．０％を超えて含有させても、上記作用による効果は飽和し易く経済的に不利となる場合がある。したがって、Ｖ含有量、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量、Ｃｏ含有量、Ｗ含有量およびＮｉ含有量は、それぞれ１．０％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｖ：０．００５％以上、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上、Ｃｕ：０．００５％以上、Ｃｏ：０．００５％以上、Ｗ：０．００５％以上およびＮｉ：０．００５％以上のうち、少なくとも１種を含有していることが好ましい。
（Ｃａ：０％以上０．０１％以下）（Ｍｇ：０％以上０．０１％以下）（ＲＥＭ：０％以上０．０１％以下）（Ｚｒ：０％以上０．０１％以下）
　Ｃａ，Ｍｇ，ＲＥＭ，Ｚｒは、いずれも介在物制御、特に介在物の微細分散化に寄与し、靭性を高める作用を有する元素である。したがって、これらの元素の１種または２種以上を含有させてもよい。しかし、いずれの元素についてもそれぞれ０．０１％を超えて含有させると、表面性状の劣化が顕在化する場合がある。したがって、各元素の含有量はそれぞれ０．０１％以下とすることが好ましい。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、これらの元素の少なくとも一つの含有量を０．０００３％以上とすることが好ましい。
　ここで、ＲＥＭは、Ｓｃ、Ｙおよびランタノイドの合計１７元素を指し、その少なくとも１種である。上記ＲＥＭの含有量はこれらの元素の少なくとも１種の合計含有量を意味する。ランタノイドの場合、工業的にはミッシュメタルの形で添加される。
　なお、本実施形態に係る熱延鋼板では、化学成分として、質量％で、Ｃａ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｍｇ：０．０００３％以上０．０１％以下、ＲＥＭ：０．０００３％以上０．０１％以下、Ｚｒ：０．０００３％以上０．０１％以下、のうちの少なくとも１種を含有することが好ましい。
　上記した鋼成分は、鋼の一般的な分析方法によって測定すればよい。例えば、鋼成分は、ＩＣＰ－ＡＥＳ（Ｉｎｄｕｃｔｉｖｅｌｙ　Ｃｏｕｐｌｅｄ　Ｐｌａｓｍａ－Ａｔｏｍｉｃ　Ｅｍｉｓｓｉｏｎ　Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ）を用いて測定すればよい。なお、ＣおよびＳは燃焼－赤外線吸収法を用い、Ｎは不活性ガス融解－熱伝導度法を用い、Ｏは不活性ガス融解－非分散型赤外線吸収法を用いて測定すればよい。
　２．表面性状
　本実施形態に係る熱延鋼板の表面性状では、凹み部の曲率半径を制御することが重要である。凹み部の曲率半径ｒ（単位：μｍ）の求め方は、下記の通りである。接触粗さ計または非接触粗さ計を用いて、鋼板の圧延方向（Ｌ方向）および圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）に対し、１０ｍｍ以上の間隔を空けて４ｍｍ以上の長さで、高さプロファイルをそれぞれ任意の５箇所で測定する。得られた合計１０本の高さプロファイルについて、それぞれ最も高さが低かった場所を凹み部Ｈとみなし、合計１０箇所の凹み部Ｈの曲率半径ｒを測定する。各凹み部Ｈの曲率半径ｒ（単位：μｍ）は、凹み部Ｈの高さＲ１（μｍ）と凹み部から高さプロファイル上で５μｍ離れた測定点２点の高さの平均Ｒ２（μｍ）を用いて、下記式（１）で求める。
　ｒ＝（２５＋｜Ｒ２－Ｒ１｜２）／２｜Ｒ２－Ｒ１｜・・・（１）
　図１（ａ）は熱延鋼板１００の板面を平面視したときの模式図であり、図１（ｂ）は板厚方向から見たときの側面図である。ここで、Ｘは圧延方向（Ｌ方向）又は圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）を表し、ＹはＸに直角な方向を表す。
　「凹み部の高さＲ１」は、図１（ｂ）に示したように、当該高さプロファイルにおいて、最も高さが高い位置と最も高さが低い位置（凹み部Ｈ）との平均の高さ位置を平均高さ位置Ｉとしたときの、平均高さ位置Ｉから凹み部Ｈまでの高さ方向の距離を単位μｍで表したものである。また、「凹み部Ｈから高さプロファイル上で５μｍ離れた測定点２点」は、図１に示した点Ａ及び点Ｂであり、当該高さプロファイルが鋼板の圧延方向におけるプロファイルであれば、凹み部から圧延方向に５μｍ離間した測定点２点を表し、当該高さプロファイルが鋼板の圧延方向と直角方向におけるプロファイルであれば、凹み部から圧延方向と直角方向に５μｍ離間した測定点２点を表す。Ｒ２は、点Ａの高さＲ２１と点Ｂの高さＲ２２との平均値である。また、上述の「距離」は、平均高さ位置Ｉからの高さ方向の距離の絶対値を表し、その向きは問わないものとする。
　本発明者らの鋭意検討の結果、測定した１０点の曲率半径ｒの平均値が１０μｍ以上である鋼板では、母材の鋼板組織に関わらず、疲労の２０万回時間強度が良好となることを見出した。好ましくは、曲率半径ｒの平均値が１６μｍ以上、さらに好ましくは２１μｍ以上となることである。
　また、本実施形態に係る熱延鋼板の表面性状は、深さ（上記式（１）のＲ１）が１０μｍ以上の凹み部（深さが１０μｍ以上の凹み部をスケール傷部と呼称する場合がある）の面積率が３０％以下であることが望ましい。スケール傷部の面積率が３０％超では、曲げ加工時の初期にスケール傷部の局所へのひずみ集中が生じ、曲げ内割れの亀裂発生の原因となるため好ましくない。
　スケール傷部の詳細な定義の仕方は以下の通りである。焦点深度の解析によって対象の３Ｄ画像データを取得するデジタル顕微鏡などの装置（例えばＲＨ－２０００（株式会社ハイロックス製））を用いて、熱延鋼板の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを取得する。
　図２（ａ）は熱延鋼板１００の板面を平面視したときの模式図であり、図２（ｂ）は熱延鋼板１００から取得された３Ｄ画像データの一例である。図２（ｂ）に示す画像内において、最も高さが高い位置と最も高さが低い位置との平均の高さ位置を平均高さ位置Ｉとし、平均高さ位置Ｉよりも高さ位置が１０μｍ以上低い領域をスケール傷部１０と定義し、３Ｄ画像データを取得する装置でスケール傷部１０の表面積を測定する。熱延鋼板１００の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを用いて、当該範囲に含まれる全てのスケール傷部１０の表面積を当該範囲の合計表面積で除することにより、スケール傷部１０の面積率を算出する。
　つまり、３０００μｍ×３０００μｍの範囲内に、平均高さ位置よりも高さ位置が１０μｍ以上低い領域が存在しない場合には、その範囲内にはスケール傷部が存在しないこととなる。
３．鋼板組織
　本実施形態に係る熱延鋼板は、鋼組織の構成相として、フェライト、パーライト、ベイナイト、フレッシュマルテンサイトおよび焼き戻しマルテンサイト、パーライト、残留オーステナイトなどのいずれの相を有していても良く、組織中に炭窒化物等の化合物を含有しても構わない。
　例えば、面積％で、８０％以下のフェライトや、０～１００％のベイナイトまたはマルテンサイト、その他に残留オーステナイト：２５％以下、パーライト：５％以下を含むことができる。
４．機械特性
　本実施形態に係る熱延鋼板は、自動車の軽量化に寄与する十分な強度として、５００ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有する。一方、本実施形態の構成で１４７０ＭＰａ超とすることは困難であるため、実質的な引張強度の上限は１４７０ＭＰａ以下である。そのため、引張強度の上限は特に定める必要はないが、本実施形態において実質的な引張強度の上限を１４７０ＭＰａとすることができる。
　なお、引張試験はＪＩＳ　Ｚ２２４１（２０１１）に準拠して行えばよい。
　本実施形態に係る熱延鋼板は、優れた耐疲労特性を有する。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２７５に記載の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５に準拠した平面曲げ疲労試験を実施して、破断繰り返し回数が２０万回となるような時間強度を２０万回時間強度としたとき、２０万回時間強度が４５０ＭＰａ以上か、引張強さの５５％以上である。
　さらに、本実施形態に係る熱延鋼板は優れた曲げ加工性を有することが好ましい。そのため、本実施形態に係る熱延鋼板では、曲げ内割れ性の指標値とする限界曲げＲ／ｔの値が２．５以下であることが好ましい。Ｒ／ｔの値は、例えば、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、短冊形状の試験片を切り出し、曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、ＪＩＳ　Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工を行い、曲げ内側に生じた亀裂を調査して求めることができる。亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ加工性の指標値とすることができる。
５．製造方法
　次に、本実施形態に係る熱延鋼板の好ましい製造方法について説明する。
　熱間圧延に先行する製造工程は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き、各種の二次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造、または薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には、鋳造スラブを一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延してもよいし、鋳造スラブを低温まで冷却せずに、鋳造後にそのまま熱延してもよい。原料にはスクラップを使用しても構わない。
　鋳造したスラブに、加熱工程を施す。この加熱工程では、スラブを１１００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。ＴｉやＮｂが添加されている場合には１２００℃以上１３００℃以下の温度に加熱後、３０分以上保持する。加熱温度が１２００℃未満では、析出物元素であるＴｉ，Ｎｂが十分に溶解しないので、後の熱間圧延時に十分な析出強化が得られない上、粗大な炭化物として残存することで、成形性を劣化させるため好ましくない。したがって、Ｔｉ、Ｎｂが含まれている場合にはスラブの加熱温度は１２００℃以上とする。一方、加熱温度１３００℃超では、スケール生成量が増大し、歩留りが低下するため、加熱温度は１３００℃以下とする。加熱保持時間は、Ｔｉ、Ｎｂを十分に溶解させるため、３０分以上とすることが好ましい。また、過度のスケールロスを抑制するために加熱保持時間を１０時間以下とすることが好ましく、５時間以下とすることがさらに好ましい。
　次に、加熱されたスラブを粗圧延して、粗圧延板とする粗圧延工程を施す。
　粗圧延は、スラブを所望の寸法形状にすればよく、その条件は特に限定しない。なお、粗圧延板の厚さは、仕上げ圧延工程における、圧延開始時から圧延完了時までの熱延板先端から尾端までの温度低下量に影響を及ぼすため、これを考慮して決定することが好ましい。
　粗圧延板に、仕上げ圧延を施す。この仕上圧延工程では、多段仕上げ圧延を行う。本実施形態では、下記式（２）を満たす条件にて１２００℃～８５０℃の温度域で仕上げ圧延を行う。
　Ｆ≧０．５・・・（２）
　Ｆは仕上げ圧延の開始から完了までの時間（ｘ秒）のうち、鋼板がロールと接している時間（ｙ秒）を除いた総時間（ｘ－ｙ秒）のうち、鋼板の表面が水膜で覆われている時間（ｚ秒）の比率を示す。つまり、Ｆ＝ｚ／（ｘ－ｙ）で示される。
　仕上げ圧延中に成長するスケールも鋼板に凹み部を形成する原因になり得るが、鋼板表面を水膜で覆うことでその成長を抑制することができるため、鋼板表面を水膜で覆う時間が長いほど望ましい。Ｆ≧０．５を満たせば、良好な疲労の時間強度を得ることができる、好ましくはＦ≧０．６であり、更に好ましくはＦ≧０．７である。
　鋼板表面を水膜で覆う方法はロール間で水をスプレー状に吹き付けることなどが挙げられる。
　また、仕上げ圧延では下記式（３）を満たすことが望ましい。
　Ｋ／Ｓｉ＊≧１．２・・・（３）
　ここで、Ｓｉ≧０．３５のときはＳｉ＊＝１４０√Ｓｉとし、Ｓｉ＜０．３５のときはＳｉ＊＝８０とする。なお、Ｓｉは鋼板のＳｉ含有量（質量％）を表す。
　Ｓｉ＊は凹み部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータである。鋼板成分のＳｉ量が多いと、熱間圧延時に表層に生成するスケールは、比較的デスケーリングされやすく鋼板に凹み部を作りにくいウスタイト（ＦｅＯ）から、鋼板に根を張るように成長して凹み部を作りやすいファイアライト（Ｆｅ２ＳｉＯ４）に変化する。そのため、Ｓｉ量は大きいほど、すなわちＳｉ＊は大きいほど凹み部が形成しやすい。ここで、Ｓｉ添加による凹み部の形成しやすさはＳｉを０．３５質量％以上添加した時に特に効果が顕著になる。そのため０．３５質量％以上の添加時にはＳｉ＊はＳｉの関数となるが、０．３５質量％未満では定数となる。
　また、上記式（３）におけるＫは、下記式（４）で表される。Ｋ＝Σ（（ＦＴｎ－９３０）×Ｓｎ）・・・（４）
　ここで、ＦＴｎは仕上げ圧延のｎ段目における鋼板温度（℃）、Ｓｎは仕上げ圧延のｎ－１段目とｎ段目の間に水をスプレー状に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）である。
　Ｋは凹み部の形成しにくさを示す製造条件のパラメータである。Ｋは仕上げ前のデスケーリングで剥離しきれなかったスケールや、仕上げ圧延中に再度形成したスケールを、仕上げ圧延中にデスケーリングする上での効果を示す項であり、高い温度において、多量の水をスプレー状に鋼板に吹き付けることでよりデスケーリングしやすくなることを示す。
　なお、デスケーリング制御のメカニズムから考えると、スケール傷部の形成しにくさを示す製造条件の本来のパラメータは「温度に関するパラメータ」と「水の吹付量に関するパラメータ」との積を、仕上げ圧延を行う温度範囲で積分したものになると考えられる。これは、より高温でより多くの水を吹きつけることでデスケーリングを助長するという考え方によるものである。
　本発明者らは、製造条件を制御する上でより簡易なパラメータとするため、上記の本来のパラメータを各ロール間で分割したものを総和することに相当するパラメータＫ（式４）を用いることで、表面粗さの制御が可能であることを見出している。ここで、パラメータＫは仕上げ圧延機のスタンド数やロール間距離、通板速度によっては、上記の本来のパラメータとかい離してくることが考えられる。しかしながら、本発明者らは、仕上げ圧延スタンド数５～８台、ロール間距離４５００ｍｍ～７０００ｍｍ、通板速度（最終段通過後の速度）４００～９００ｍｐｍの範囲内であれば、上記のパラメータＫを用いて表面粗さの制御が可能なことを確認している。
　上記式（３）に示すように、凹み部の形成しにくさを示す製造条件のパラメータＫと凹み部の形成しやすさを示す鋼板成分に関するパラメータＳｉ＊の比が１．２以上であれば、スケール傷部の面積率を３０％未満とすることができ、曲げ内側の亀裂の発生を抑制できる。
　Ｆ≧０．５と同時にＫ／Ｓｉ＊≧１．２を満たすとＦ≧０．５のみを満たすときに比べ、スケール傷部の面積率を小さくでき、曲げ内側の亀裂の発生をより抑制できるため好ましい。
　仕上げ圧延に続いて、冷却工程および巻取り工程を施す。
　本実施形態の熱延鋼板では、ベース組織の制御ではなく、表面性状を制御することによって、上述の好適な特性を達成しているため、冷却工程および巻取り工程の条件は特に限定しない。したがって、多段仕上げ圧延後の冷却工程、および巻取り工程は、常法によって行えば良い。
　熱延鋼板には、冷却後に必要に応じて酸洗を施してもよい。酸洗処理は、例えば、３～１０％濃度の塩酸に８５℃～９８℃の温度で２０秒～１００秒で行えばよい。
　熱延鋼板には、冷却後に必要に応じてスキンパス圧延を施してもよい。スキンパス圧延には、加工成形時に発生するストレッチャーストレインの防止や、形状矯正の効果がある。
　以下に本発明に係る熱延鋼板を、例を参照しながらより具体的に説明する。ただし、以下の実施例は本発明の熱延鋼板の例であり、本発明の熱延鋼板は以下の態様に限定されるものではない。以下に記載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、これらの一条件例に制限されない。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、種々の条件を採用することができる。
　表１に示す化学成分の鋼を鋳造し、鋳造後、そのままもしくは一旦室温まで冷却した後に再加熱し、１２００℃～１３００℃の温度範囲に加熱し、その後、１１００℃以上の温度で、表２及び表３に記載の粗圧延板板厚まで、スラブを粗圧延して粗圧延板を作製した。
　粗圧延板に対して、以下の３種類の仕上げ圧延機を用いて仕上げ圧延を行った。
　圧延機Ａ：スタンド数７台、ロール間距離５５００ｍｍ、通板速度７００ｍｐｍ
　圧延機Ｂ：スタンド数６台、ロール間距離５５００ｍｍ、通板速度６００ｍｐｍ
　圧延機Ｃ：スタンド数７台、ロール間距離６０００ｍｍ、通板速度７００ｍｐｍ
　仕上げ圧延のｎ段目の鋼板温度ＦＴｎを表２及び表３に、仕上げ圧延のｎ－１段目とｎ段目の間に水をスプレー上に鋼板に吹き付けるときの時間当たりの吹き付け量（ｍ３／ｍｉｎ）Ｓｎを表４及び表５に示した。また、用いた仕上げ圧延機についても表４及び表５に示した。
　仕上げ圧延完了後、熱延板組織をベイナイト、フェライト－ベイナイト、マルテンサイトとすることを狙いとして、以下に示す、各冷却パターンで冷却および巻取りを行った。
（ベイナイトパターン：冷却パターンＢ）
　本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、２０℃／秒以上の冷却速度で、巻取り温度４５０℃～５５０℃まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施した。
（フェライト－ベイナイトパターン：冷却パターンＦ＋Ｂ）
　本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で６００～７５０℃の冷却停止温度範囲まで冷却し、冷却停止温度範囲内で２～４秒保持後、さらに冷却速度２０℃／秒以上の平均冷却速度で、５００～６００℃の巻取り温度でコイル状に巻き取る冷却工程および巻取り工程を施すことによって得た。なお、この工程において、温度、保持時間等を明確に決定する必要がある場合には、以下の式のＡｒ３温度を用いて温度、時間を設定した。なお、以下の式におけるＣ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｍｏはそれぞれの元素の単位：質量％での含有量を表す。
　Ａｒ３（℃）＝８７０－３９０Ｃ＋２４Ｓｉ－７０Ｍｎ－５０Ｎｉ－５Ｃｒ－２０Ｃｕ＋８０Ｍｏ
（マルテンサイトパターン：冷却パターンＭｓ）
　本パターンで作製した熱延鋼板は、仕上げ圧延完了後、２０℃／秒以上の平均冷却速度で、１００℃以下の巻取り温度まで冷却後、コイル状に巻き取る、冷却工程および巻取り工程を施して製造した。
　各熱延鋼板に対し、３～１０％濃度の塩酸に８５℃～９８℃の温度で２０秒～１００秒の酸洗処理を行い、スケールを剥離させた。
　凹み部の曲率半径は以下のように測定した。接触粗さ計を用いて、鋼板の圧延方向および圧延方向と直角方向に対し、１０ｍｍ以上の間隔を空けて４ｍｍ以上の長さで、高さプロファイルをそれぞれ５箇所で測定し，上記で定義した凹み部の曲率半径を算出した。
　スケール傷部の面積率は以下のようにして測定した。マイクロスコープ（株式会社ハイロックス製・ＲＨ－２０００）を用いて、熱延鋼板の表面３０００μｍ×３０００μｍの範囲の３Ｄ画像データを取得し、上記で定義したスケール傷部の面積率を算出した。
＜熱延鋼板の特性の評価方法＞
　引張強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）が長手方向となるように、採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠して引張試験を実施し、引張最大強さＴＳ（ＭＰａ）、突合せ伸び（全伸び）ＥＬ（％）を求めた。ＴＳ≧５００ＭＰａを満たした場合、高強度熱延鋼板であるとして合格とした。
　疲労強度は、熱延鋼板の幅方向１／４の位置から、圧延方向と直角な方向（Ｃ方向）が長手方向となるようにＪＩＳ　Ｚ　２２７５に記載の試験片を採取し、ＪＩＳ　Ｚ　２２７５に準拠した平面曲げ疲労試験を実施して求めた。破断繰り返し回数が２０万回となるような時間強度を２０万回時間強度とした。２０万回時間強度が４５０ＭＰａ以上か、引張強さの５５％以上であった場合、耐疲労特性に優れた熱延鋼板であるとして合格とした。
　曲げ試験片は、熱延鋼板の幅方向１／２位置から、１００ｍｍ×３０ｍｍの短冊形状の試験片を切り出し、以下の試験に供した。
　曲げ稜線が圧延方向（Ｌ方向）に平行である曲げ（Ｌ軸曲げ）と、曲げ稜線が圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）に平行である曲げ（Ｃ軸曲げ）の両者について、Ｚ２２４８（Ｖブロック９０°曲げ試験）に準拠して曲げ加工性を調査し、亀裂の発生しない最小曲げ半径を求め、Ｌ軸とＣ軸の最小曲げ半径の平均値を板厚で除した値を限界曲げＲ／ｔとして曲げ性の指標値とした。Ｒ／ｔ≦２．５であった場合、曲げ加工性に優れた熱延鋼板であると判断した。
　ただし、亀裂の有無は、Ｖブロック９０°曲げ試験後の試験片を曲げ方向と平行でかつ板面に垂直な面で切断した断面を鏡面研磨後、光学顕微鏡で亀裂を観察し、試験片の曲げ内側に観察される亀裂長さが３０μｍを超える場合に亀裂有と判断した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表１～表７に示したように、本発明の条件を満たす実施例では、全ての機械特性が好適であった。一方、本発明の条件を少なくとも一以上充足しない比較例では、一以上の機械特性が好適ではなかった。
　Ｘ　　　圧延方向（Ｌ方向）又は圧延方向と直角の方向（Ｃ方向）
　Ｙ　　　Ｘと直角の方向
　Ｔ　　　板厚方向
　Ｈ　　　凹み部
　Ｉ　　　平均高さ位置
　Ｒ１　　凹み部Ｈの高さ
　Ｒ２　　凹み部Ｈから５μｍ離れた２点の高さの平均
　１０　　スケール傷部
　１００　熱延鋼板

Claims (3)

  1. 　化学成分として、質量％で、
    　Ｃ：０．０３０～０．２５０％、
    　Ｓｉ：０．０５～２．５０％、
    　Ｍｎ：１．００～４．００％、
    　ｓｏｌ．Ａｌ：０．００１～２．０００％、
    　Ｐ：０．１００％以下、
    　Ｓ：０．０２００％以下、
    　Ｎ：０．０１０００％以下、
    　Ｔｉ：０～０．２０％、
    　Ｎｂ：０～０．２０％、
    　Ｂ：０～０．０１０％、
    　Ｖ：０～１．０％、
    　Ｃｒ：０～１．０％、
    　Ｍｏ：０～１．０％、
    　Ｃｕ：０～１．０％、
    　Ｃｏ：０～１．０％、
    　Ｗ：０～１．０％、
    　Ｎｉ：０～１．０％、
    　Ｃａ：０～０．０１％、
    　Ｍｇ：０～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０～０．０１％、
    　Ｚｒ：０～０．０１％、及び
    　残部：Ｆｅ及び不純物を含み、
    　５つの測定範囲でそれぞれ圧延方向及び前記圧延方向と直角方向に表面の高さプロファイルを測定し、それぞれの前記高さプロファイルで、最も高さ位置が高い点の高さ位置と最も高さ位置が低い点である凹み部の高さ位置との平均の高さ位置である平均高さ位置から前記凹み部までの高さ方向の距離をＲ１（μｍ）、前記凹み部から前記圧延方向又は前記圧延方向と直角方向に５μｍ離間した２つの測定点の高さの平均をＲ２（μｍ）としたとき、下記式（１）で表される曲率半径ｒの平均値が１０μｍ以上であり、
    　引張強度が５００ＭＰａ以上であることを特徴とする熱延鋼板。
    　ｒ＝（２５＋｜Ｒ２－Ｒ１｜２）／２｜Ｒ２－Ｒ１｜・・・（１）
  2. 　前記Ｒ１が１０μｍ以上である前記凹み部をスケール傷部としたとき、前記スケール傷部の面積率が３０％以下であることを特徴とする請求項１に記載の熱延鋼板。
  3. 　前記化学成分として、質量％で、
    　Ｔｉ：０．００１～０．２０％、
    　Ｎｂ：０．００１～０．２０％、
    　Ｂ：０．００１～０．０１０％、
    　Ｖ：０．００５～１．０％、
    　Ｃｒ：０．００５～１．０％、
    　Ｍｏ：０．００５～１．０％、
    　Ｃｕ：０．００５～１．０％、
    　Ｃｏ：０．００５～１．０％、
    　Ｗ：０．００５～１．０％、
    　Ｎｉ：０．００５～１．０％、
    　Ｃａ：０．０００３～０．０１％、
    　Ｍｇ：０．０００３～０．０１％、
    　ＲＥＭ：０．０００３～０．０１％、
    　Ｚｒ：０．０００３～０．０１％
    からなる群から構成される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱延鋼板。
PCT/JP2020/009310 2019-03-11 2020-03-05 熱延鋼板 Ceased WO2020184356A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CN202080007344.9A CN113227416B (zh) 2019-03-11 2020-03-05 热轧钢板
KR1020217019096A KR102524921B1 (ko) 2019-03-11 2020-03-05 열연 강판
MX2021007669A MX2021007669A (es) 2019-03-11 2020-03-05 Hoja de acero laminada en caliente.
EP20770446.1A EP3940093A4 (en) 2019-03-11 2020-03-05 HOT ROLLED STEEL SHEET
JP2021504981A JP7317100B2 (ja) 2019-03-11 2020-03-05 熱延鋼板
US17/413,824 US12180570B2 (en) 2019-03-11 2020-03-05 Hot-rolled steel sheet

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2019-043962 2019-03-11
JP2019043962 2019-03-11

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2020184356A1 true WO2020184356A1 (ja) 2020-09-17

Family

ID=72427377

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2020/009310 Ceased WO2020184356A1 (ja) 2019-03-11 2020-03-05 熱延鋼板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US12180570B2 (ja)
EP (1) EP3940093A4 (ja)
JP (1) JP7317100B2 (ja)
KR (1) KR102524921B1 (ja)
CN (1) CN113227416B (ja)
MX (1) MX2021007669A (ja)
WO (1) WO2020184356A1 (ja)

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022209306A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022209305A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN117062930A (zh) * 2021-03-30 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
WO2024106001A1 (ja) * 2022-11-16 2024-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
EP4303334A4 (en) * 2021-03-02 2024-09-25 Nippon Steel Corporation Steel plate

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN121087398B (zh) * 2025-11-12 2026-04-21 鞍钢股份有限公司 一种汽车用高强热轧酸洗钢板及其生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1177108A (ja) * 1997-08-28 1999-03-23 Kobe Steel Ltd 表面性状に優れた薄物熱延鋼板の製造方法
JP2000140930A (ja) * 1998-11-05 2000-05-23 Nkk Corp スケールの薄い熱延鋼帯の製造方法
JP2001334306A (ja) * 2000-05-24 2001-12-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼帯の製造方法
JP2002346610A (ja) * 2001-05-22 2002-12-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法
JP2005296973A (ja) * 2004-04-07 2005-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板の製造方法とその装置
JP2006316301A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP2007211334A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP5471918B2 (ja) 2010-07-14 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 塗装耐食性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP2019043962A (ja) 2003-04-10 2019-03-22 アコーダ セラピューティクス、インク． Ｔｒｐｖ１アゴニストの投与のための方法および組成物

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4534362B2 (ja) * 2001-02-02 2010-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性および耐食性に優れる熱延高張力鋼板およびその製造方法
PL2130938T3 (pl) * 2007-03-27 2018-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Blacha stalowa o dużej wytrzymałości walcowana na gorąco o doskonałych właściwościach powierzchniowych i właściwościach wywijania obrzeży otworu
JP5200984B2 (ja) * 2008-04-21 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法
JP5659929B2 (ja) * 2011-04-11 2015-01-28 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2013065346A1 (ja) * 2011-11-01 2013-05-10 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ特性と低温靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6135759B2 (ja) * 2014-02-05 2017-05-31 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
US9896737B2 (en) * 2014-07-14 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet
JP6160655B2 (ja) * 2014-07-14 2017-07-12 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6358407B2 (ja) * 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
KR101899688B1 (ko) 2016-12-23 2018-09-17 주식회사 포스코 연속 생산성이 우수한 고강도 열연강판, 표면 품질 및 도금 밀착성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH1177108A (ja) * 1997-08-28 1999-03-23 Kobe Steel Ltd 表面性状に優れた薄物熱延鋼板の製造方法
JP2000140930A (ja) * 1998-11-05 2000-05-23 Nkk Corp スケールの薄い熱延鋼帯の製造方法
JP2001334306A (ja) * 2000-05-24 2001-12-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼帯の製造方法
JP2002346610A (ja) * 2001-05-22 2002-12-03 Sumitomo Metal Ind Ltd 表面性状に優れた熱延鋼板の製造方法
JP2019043962A (ja) 2003-04-10 2019-03-22 アコーダ セラピューティクス、インク． Ｔｒｐｖ１アゴニストの投与のための方法および組成物
JP2005296973A (ja) * 2004-04-07 2005-10-27 Sumitomo Metal Ind Ltd 熱延鋼板の製造方法とその装置
JP2006316301A (ja) * 2005-05-11 2006-11-24 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4404004B2 (ja) 2005-05-11 2010-01-27 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP2007211334A (ja) * 2006-02-13 2007-08-23 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP4518029B2 (ja) 2006-02-13 2010-08-04 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板とその製造方法
JP5471918B2 (ja) 2010-07-14 2014-04-16 新日鐵住金株式会社 塗装耐食性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
See also references of EP3940093A4

Cited By (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4303334A4 (en) * 2021-03-02 2024-09-25 Nippon Steel Corporation Steel plate
CN117062930A (zh) * 2021-03-30 2023-11-14 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
EP4293132A4 (en) * 2021-03-30 2025-04-30 JFE Steel Corporation HIGH-STRENGTH HOT-ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
WO2022209306A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022209305A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JPWO2022209305A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06
JPWO2022209306A1 (ja) * 2021-04-02 2022-10-06
JP7662962B2 (ja) 2021-04-02 2025-04-16 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7662963B2 (ja) 2021-04-02 2025-04-16 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2024106001A1 (ja) * 2022-11-16 2024-05-23 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP7541640B1 (ja) * 2022-11-16 2024-08-29 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR20210093326A (ko) 2021-07-27
US12180570B2 (en) 2024-12-31
CN113227416A (zh) 2021-08-06
JPWO2020184356A1 (ja) 2021-10-21
JP7317100B2 (ja) 2023-07-28
MX2021007669A (es) 2021-08-05
EP3940093A1 (en) 2022-01-19
EP3940093A4 (en) 2023-03-08
CN113227416B (zh) 2023-04-04
US20220042147A1 (en) 2022-02-10
KR102524921B1 (ko) 2023-04-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR102609891B1 (ko) 열연강판
US10329638B2 (en) High strength galvanized steel sheet and production method therefor
JP6835046B2 (ja) 薄鋼板及びその製造方法
JPWO2020184356A1 (ja) 熱延鋼板
US20180100213A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for producing the same
CN110073024B (zh) 弯曲加工性优异的超高强度钢板及其制造方法
JP5846445B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
CN111527224A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP6769576B1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20060090809A (ko) 가공용 열연 강판 및 그 제조 방법
KR20180008788A (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그의 제조 방법
JP7323094B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6737411B2 (ja) 鋼板
KR20240032929A (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5454488B2 (ja) 均一変形能及び局部変形能に優れた高強度冷延鋼板
JP4189209B2 (ja) 形状凍結性に優れた鋼板及びその製造方法
US20250215538A1 (en) Hot-stamp formed body
KR102789490B1 (ko) 열간 압연 강판
JPWO2020017606A1 (ja) 鋼板
CN120359313A (zh) 钢板以及钢板的制造方法
JP2017133076A (ja) 高強度鋼板

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: 20770446

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2021504981

Country of ref document: JP

Kind code of ref document: A

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20217019096

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2021/007669

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: MX/A/2021/007669

Country of ref document: MX

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2020770446

Country of ref document: EP

Effective date: 20211011

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: MX/A/2021/007669

Country of ref document: MX