CN100363522C - 高张力冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents
高张力冷轧钢板及其制造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- CN100363522C CN100363522C CNB2004800171936A CN200480017193A CN100363522C CN 100363522 C CN100363522 C CN 100363522C CN B2004800171936 A CNB2004800171936 A CN B2004800171936A CN 200480017193 A CN200480017193 A CN 200480017193A CN 100363522 C CN100363522 C CN 100363522C
- Authority
- CN
- China
- Prior art keywords
- tensile strength
- steel sheet
- quality
- high tensile
- rolled steel
- 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.)
- Active
Links
Images
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本发明提供一种高张力冷轧钢板，其以质量%计含有C：0.04-0.13%、Si：0.3-1.2%、Mn：1.0-3.5%、P：0.04%以下、S：0.01%以下、Al：0.07%以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，具有微观组织，在该微观组织中，以面积率计含有50%以上的铁素体相、10%以上的马氏体相，马氏体相的轧制方向相间隔相对板厚方向相间隔的比为0.85-1.5，并且马氏体相的纳米硬度为8GPa以上。本发明的高张力冷轧钢板具有良好的强度—拉伸平衡性，且在10S-1左右的应变速度下表现优异的耐冲击性能，因此适用于汽车的支柱类及仪表板的加强部件。
Description
技术领域
本发明涉及到一种适用于汽车的支柱类及仪表板的加强部件等的拉伸强度为590MPa以上的高张力冷轧钢板，特别涉及到一种具有良好的强度-拉伸平衡性、且在10S-1左右的应变速度下具有优异的耐冲击性能的高张力冷轧钢板、及其制造方法。
背景技术
现有的拉伸强度(TS)为590MPa以上的高张力冷轧钢板由于其成形性较差，因此在汽车车体中所应用的部位受到限制。
一直以来，对于汽车车体而言，与环境污染对应的排气限制所关连的重量减轻或安全性确保是一个重要的课题，将高张力冷轧钢板用于支柱类及仪表板的加强部件等的呼声很高。因此，出现了对于具有超过现有技术的成形性及耐冲击性的高张力冷轧钢板的强烈需求。
目前为止，作为具有较好成形性或耐冲击性的汽车用高张力冷轧钢板，例如在特开昭61-217529号公报中公开了通过形成残余奥氏体相残留10％以上的微观组织，从而明显提高拉伸特性的高张力冷轧钢板。但是在该高张力冷轧钢板中，对于耐冲击性未进行任何研究。
特开平11-61327号公报中公开了如下所述的高张力冷轧钢板：控制微观组织，使马氏体相的面积率为3-30％，且马氏体相的平均结晶粒径为5μm以下，该高张力冷轧钢板具有0.13以上的加工硬化指数(n值)、75％以下的屈服比、18000MPa·％以上的强度-拉伸平衡、1.2以上的扩孔比。并且，该高张力冷轧钢板的耐冲击性通过n值进行评估。
但是这里测定的n值是通过静态的拉伸试验(JIS规格下的应变速度为10-3-10-2S-1左右)来测定的，但如果考虑到汽车冲撞时加强部件的应变速度达到10-103S-1时，通过这种以静态的拉伸试验所求得的n值无法充分地对耐冲击性进行评估。因此当考虑下述冲突时的应变速度对该高张力冷轧钢板进行评估时，出现无法获得充分的耐冲击性的问题。
特许第3253880号公报公开了具有由铁素体相和马氏体相构成的微观组织、具有良好的成形性及耐冲击性的高张力冷轧钢板的制造方法。该高张力冷轧钢板的耐冲击性通过2000S-1的应变速度下的吸收能进行评估。这种由应变速度求得的吸收能是实际上通过加强部件自身的变形吸收汽车冲突时的能量所必须的能量。
特开平10-147838号公报公开了控制马氏体相的面积率及马氏体相和铁素体相的硬度比并提高耐冲击性的高张力冷轧钢板。其中，马氏体相和铁素体相的硬度通过维氏硬度计测定，如“Proceedings of theInternational Workshop on the Innovative Structural Materials forInfrastructure in 21st Century”(T.Ohmura etal.；“ULTRA-STEEL 2000”，National Research Institute for Metals(2000))的第189页的表4所示，马氏体相的硬度由于具有压痕大小依存性，所以用维氏硬度计无法评估正确的硬度，本发明人等进行研究后，未发现耐冲击性和维氏硬度的关连性。并且，耐冲击性通过800S-1的应变速度下的吸收能进行评估。
加强部件中，能量吸收用部件在冲突时在短时间内接受很大的变形，此时的应变速度达到102-103S-1。因此，目前为止，如特许第3253880号公报、特开平10-147838号公报所述，高张力冷轧钢板的耐冲击性通过102-103S-1下的吸收能、及静动比来评估。
其中，静动比是指，应变速度根据102-103S-1的动态拉伸试验求得的强度相对应变速度根据10-3-10-2S-1的静态拉伸试验求得的强度的比，该值越高则冲突时的强度越大，吸收能越大。
另一方面，当提高汽车车体的耐冲击性时，为了确保搭乘人员的生存空间而不使配件变形地保护驾驶室是非常重要的。在这些部位所使用的加强部件中，与单纯的冲突能量吸收用加强部件相比，在相同的冲突时间下变形量小，因而应变速度小，因此10S-1左右的吸收能是非常重要的。
但是，在现有技术中，基本未研究在10S-1左右的应变速度下提高吸收能的方法。
发明内容
本发明的目的在于提高一种具有良好的强度-拉伸平衡性(TS×E1)、且在10S-1左右的应变速度下具有优异的耐冲击性的高张力冷轧钢板、及其制造方法。
并且，本发明中作为目标的特性值如下所示。
(1)拉伸强度：TS≥590MPa
(2)强度-拉伸平衡性：TS×El≥16000MPa·％
(3)耐冲击特性为10S-1的应变速度下，
(a)直至应变10％的吸收能为59MJ·m-3以上
(b)与拉伸强度1MPa相当的直至应变10％的吸收能为
0.100MJ·m-3/MPa以上
上述目的通过如下所述的高张力冷轧钢板来实现：以质量％计含有C：0.04-0.13％、Si：0.3-1.2％、Mn：1.0-3.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.07％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，并具有如下所述的微观组织，在该微观组织中，以面积率计含有50％以上的铁素体相、10％以上的马氏体相，马氏体相的轧制方向的相间隔相对于板厚方向的相间隔的比为0.85-1.5，并且马氏体相的纳米硬度为8GPa以上。
并且，该高张力冷轧钢板可通过以下方法制造：一种高张力冷轧钢板的制造方法，具有以下工序：将上述成分的钢板坯通过热轧制成钢板后，在450-650℃的卷取温度下进行卷取的工序；将卷取后的钢板以30-70％的冷轧率进行冷轧的工序；将冷轧后的钢板加热到[卷取温度+冷轧率×4.5]-[卷取温度+冷轧率×5.5](℃)的温度区域，并进行退火的工序；和将退火后的钢板以10℃/sec以上的平均冷却速度冷却到340℃以下的工序。
附图说明
图1是用于说明马氏体相的轧制方向的相间隔相对板厚方向的相间隔的比的测定法的模式图。
具体实施方式
一直以来，在10S-1左右的应变速度下高精度地测定应力-应变关系是极其困难的，而通过利用最新开发的测力块式(sensing blocktype)冲击拉伸试验机可进行该测定了。
因此本发明人等在利用该装置对10S-1左右的应变速度下的高张力冷轧钢板的吸收能进行了研究，获得以下发现。
1)为了提高吸收能，以面积率计含有50％以上的铁素体相、10％以上的马氏体相，并对微观组织进行控制，使马氏体相的轧制方向相间隔相对板厚方向相间隔的比为0.85-1.5，且使马氏体相的纳米硬度为8GPa以上是非常重要的。
2)为了获得这样的微观组织，在努力打造C、Mn、Si为主的成分平衡的同时，适当控制卷取温度、冷轧率、退火温度、退火后的冷却速度是非常重要的。特别是，当卷取温度、冷轧率越高时使退火温度设定得越高，以生成马氏体相，并且尽量不形成带状组织，这样一来可提高强度-拉伸平衡性及耐冲击性。
3)进行1)和2)的结果是，与具有相同拉伸强度的现有的高张力冷轧钢板相比，可获得较高的吸收能。
本发明是基于以上发现而完成的，以下对其进行详细说明。
1.成分
C：为了适当地控制拉伸强度，并使马氏体相的面积率为10％以上，C需要为0.04质量％以上。但是当其量超过0.13质量％时，焊接性明显恶化。因此C量限定为0.04-0.13质量％，优选限定为0.07-0.12质量％。
Si：Si是用于控制马氏体相的分散状态及马氏体相的纳米硬度的重要元素。为了防止退火后冷却中的马氏体相的软化，其量需要为0.3质量％以上，但当超过1.2质量％时，其效果饱和，并且化成处理性明显降低。因此Si量限定为0.3-1.2质量％，优选限定为0.4-0.7质量％。
Mn：为了确保拉伸强度为590MPa以上，Mn量需要为1.0质量％以上。并且，Mn对于提高马氏体相的纳米硬度是极其有效的。但是当其超过3.5质量％时强度明显上升，拉伸性大幅下降。因此，Mn量限定为1.0-3.5质量％，优选限定为2.3-2.8质量％。
P：P向原奥氏体晶界偏析，使低温韧性恶化，并且向钢内偏析使钢板的各向异性增大，降低加工性。因此P量限定为0.04质量％以下，优选限定为0.02质量％以下，但越少越好。
S：S向原奥氏体晶界偏析，当作为MnS大量析出时，低温韧性下降，易于产生氢裂纹。因此S量限定为0.01质量％以下，优选限定为0.006质量％以下，但越少越好。
Al：Al作为钢的脱氧剂被添加，是用于提高钢的纯度的有效元素。因此其量优选为0.001质量％以上，但当超过0.07质量％时，产生大量夹杂物，成为导致冷轧钢板出现瑕疵的原因。因此Al量限定为0.07质量％以下，优选限定为0.05质量％以下。
剩余部分是Fe及不可避免的杂质。不可避免的杂质包括N、O、Cu等。此外，由于N会导致时效性及拉伸性的恶化，因此N量优选为0.005质量％以下。
除了上述基本成分外，当以质量％计进一步含有从Cr：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Ni：0.5％以下、及B：0.002％以下中选择的至少一种元素时，可提高淬火性，在控制马氏体相的量上是有效的。
Cr：为提高淬火性并控制马氏体相的量，Cr量优选为0.02质量％以上，但当超过0.5质量％时，会降低成形为配件后所进行的电沉积的涂装性。因此Cr量限定为0.5质量％以下，优选限定为0.2质量％以下。
Mo：为提高淬火性并控制马氏体相的量，Mo量优选为0.05质量％以上，但当超过0.3质量％时，会降低冷轧性。因此Mo量限定为0.3质量％以下，优选限定为0.2质量％以下。
Ni：为提高淬火性并控制马氏体相的量，Ni量优选为0.05质量％以上，但当超过0.5质量％时，会降低冷轧性。因此Ni量限定为0.5质量％以下，优选限定为0.3质量％以下。
B：为提高淬火性并控制马氏体相的量，B量优选为0.0005质量％以上，但当超过0.002质量％时，会降低冷轧性。因此B量限定为0.002质量％以下，优选限定为0.001质量％以下。
当上述基本成分中，或者为提高上述淬火性而添加了有效成分的基本成本中进一步以质量％计含有从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下中选择的至少一种元素时，在使铁素体相细粒化、控制马氏体相的分散上是有效的。
Ti：为了使铁素体粒径细小化并控制马氏体相的分散，Ti量优选为0.005质量％以上，但当超过0.05质量％时，其效果饱和。因此Ti量限定为0.05质量％以下，优选限定为0.005-0.02质量％。
Nb：根据与Ti同样的理由，Nb限定为0.05质量以下，优选限定为0.005-0.02质量％。
2.组织
2-1.铁素体相的面积率
为了使强度-拉伸平衡性(TS×E1)为16000MPa·％以上，需要使铁素体相的面积率为50％以上。当铁素体相的面积率不足50％时，由于铁素体相以外的硬质相变多，因此强度过大，强度-拉伸平衡性下降。并且，在10S-1左右的应变速度下，由于铁素体相的变形时的应力增加部分较大，因此当铁素体相的面积率较小时无法增大吸收能。铁素体相的面积率优选为60-80％。
2-2.马氏体相的面积率
为了使强度-拉伸平衡性(TS×E1)为16000MPa·％以上，且提高耐冲击性，需要使马氏体相的面积率为10％以上。马氏体相的面积率不到10％时，无法获得可充分满足的耐冲击性。马氏体相的面积率优选为20-40％。
并且，作为铁素体相和马氏体相以外的相，也可含有奥氏体相、贝氏体相、渗碳体相、珠光体相等。但是这些相越少越好，优选以面积率计为10％以下。特别是奥氏体相会降低耐冲击性，因此优选以面积率计不足3％。
其中，铁素体相、马氏体相及其他相的面积率，通过对钢板的轧制方向的板厚截面进行镜面研磨后，用1.5％的硝酸乙醇腐蚀液进行蚀刻，并用扫描型电子显微镜(SEM)观察板厚1/4处，拍摄1000倍的照片，通过图像解析来测定。
2-3.马氏体相的相间隔比
为了使强度-拉伸平衡性(TS×E1)为16000MPa·％以上，且使在10S-1的应变速度下至应变10％的吸收能为59MJ·m-3以上，1MPa的拉伸强度对应的至应变10％的吸收能为0.100MJ·m-3/MPa以上，需要使马氏体相的轧制方向相间隔相对板厚方向相间隔的比(马氏体相的相间隔比)为0.85-1.5。当该比值小于0.85或超过1.5时，无法获得充分的拉伸性及耐冲击性。
马氏体相比铁素体相硬，成为转位(应变)移动的障碍，因此转位优先移动到没有马氏体相的地方。因此，当马氏体相的相间隔比超过1.5时，即，与板厚方向的相间隔相比，轧制方向的相间隔变大时，或者马氏体相的相间隔比不足0.85时，即与轧制方向的相间隔相比，板厚方向的相间隔变大时，转位在相间隔大的区域、即在并非马氏体相的部分移动。因此，无法获得充分的拉伸性及耐冲击性。
与之相对，当马氏体相的相间隔比为0.85-1.5，接近1时，即板厚方向的相间隔和轧制方向的相间隔没有很大差异时，通过马氏体相抑制转位的移动，因此转位的累积量增加，变形应力上升，耐冲击性提高。并且，由于马氏体相的分布变得较为均匀，拉伸性也得以提高。
马氏体相的相间隔优选为1.0-1.3。
并且，在冷轧后本发明的钢板中，马氏体相的板宽方向相间隔相对板厚方向相间隔的比，与轧制方向相间隔相对板厚方向相间隔的比相比，具有较为接近1的倾向。因此，在本发明中，将马氏体相的相间隔最大的方向以轧制方向代表，以轧制方向相间隔相对于板厚方向相间隔的比评估马氏体相的分散度。
其中，马氏体相的相间隔比通过如下方式求得。
用SEM察看钢板的轧制方向的板厚截面，在1000倍的照片上，在轧制方向及板厚方向上以20μm以上的间隔分别划出五条50μm的直线，测定该线上存在的马氏体相的间隔，求得轧制方向及板厚方向的平均间隔，将该平均间隔的比作为马氏体相的相间隔比。
利用图1所示的在轧制方向及板厚方向上分别划出一条直线的情况，对马氏体相的相间隔比的测定法进行如下具体说明。
轧制方向下的马氏体相的平均间隔为(a1+a2+a3+a4+a5)/5，板厚方向下的马氏体相的平均间隔为(b1+b2+b3)/3。
因此，马氏体相的相间隔比以
{(a1+a2+a3+a4+a5)/5}/{(b1+b2+b3)/3}来表示。
3.马氏体相的纳米硬度
为了使在10S-1的应变速度下至应变10％的吸收能为59MJ·m-3以上，1MPa拉伸强度对应的至应变10％的吸收能为0.100MJ·m-3/MPa以上，进一步需要使马氏体相的纳米硬度为8GPa以上。
如果纳米硬度小于8GPa，则强度-拉伸平衡性及耐冲击性下降。这是因为，马氏体相的纳米硬度低，马氏体相的变形应力较低时，马氏体相对转位移动的抑制效果变小。并且，马氏体相的纳米硬度越高越好，优选为10GPa以上。
其中，马氏体相的纳米硬度是通过以下方法测定的硬度。
将钢板从表面开始到板厚1/4处为止进行磨削，在通过电解研磨去除磨削变形后，利用Hysitron公司的TRIBOSCOPE测定15点的马氏体相的硬度，将其平均值作为纳米硬度。使压痕大小基本相同地来进行测定。具体而言，使与压痕的大小有比例关系的压痕深度(contactdepth)为50±20nm，调整负荷来测定硬度。此时的压痕的1条边约为350±100nm。
4.制造方法
首先，在将调整为上述成分的钢水通过转炉等公知的方法进行熔炼后，通过连铸等公知的方法进行铸造做成钢板坯。接着将该钢板坯用公知的方法加热，之后进行热轧并做成钢板。
4-1.卷取温度
热轧后的钢板需要在450-650℃的卷取温度下卷取。当卷取温度小于450℃时，钢板的强度变高，冷轧时钢板断裂的危险性增加。另一方面，当超过650℃时，带状组织明显发达，在冷轧、退火后仍有残留，无法将马氏体相的相间隔比控制在规定的范围。并且，卷取温度优选为500-650℃。
4-2.冷轧率
卷取后的钢板需要以30-70％的冷轧率进行冷轧。当冷轧率小于30％时，组织变得粗大，并且目标马氏体相的相间隔比小于0.85，拉伸性及耐冲击性恶化。另一方面，当超过70％时，退火后形成带状组织，马氏体相的相间隔比超过1.5。
4-3.退火的加热温度
在本发明的范围内，当卷取温度、冷轧率较高时，易于形成带状组织，为了解决这一问题需要提高加热温度并进行退火。因此，退火的加热温度需要根据卷取温度、冷轧率来变化，需要为[卷取温度+冷轧率×4.5]-[卷取温度+冷轧率×5.5](℃)的温度区域。当加热温度小于[卷取温度+冷轧率×4.5](℃)时，无法消除带状组织，无法获得目标的马氏体相的相间隔比，并且Si、Mn的置换型元素的扩散变得不充分，无法使马氏体相的纳米硬度为8GPa以上。另一方面，当加热温度超过[卷取温度+冷轧率×5.5](℃)时，加热时奥氏体相不均匀地分散，因此无法获得目标的马氏体相的相间隔比。并且，由于奥氏体粒粗大化，可能退火后的马氏体块尺寸粗大化，无法使马氏体相的纳米硬度为8GPa以上，拉伸及耐冲击性恶化。
为了使马氏体相的相间隔比为较好的1.0-1.3，优选在不超过上述上限温度的范围内，在超过Ac3相变点的奥氏体单相区域进行加热。特别是当冷轧率为60％以上时，优选在奥氏体单相区域加热。
加热时的保持时间优选为30sec以上，这是因为如果小于30sec，难于获得退火后面积率为10％以上的马氏体相，并且难以在卷材全长上获得稳定的特性。但当超过600sec时其效果饱和，会导致制造成本的上升，因此优选为600sec以下。
4-4.退火后的冷却条件
退火后的钢板需要以10℃/sec以上的冷却速度冷却到340℃以下。当冷却速度小于10℃/sec或者停止冷却的温度超过340℃时，无法获得目标的马氏体相的纳米硬度。其中，冷却速度是从上述加热温度的下限温度，即从[卷取温度+冷轧率×4.5](℃)开始至以10℃/sec以上的冷却速度进行冷却的温度为止的平均冷却速度。
当冷却速度超过50℃/sec时，冷却易于变得不均，在钢板的宽方向上有时无法获得预定的特性，因此优选冷却速度为50℃/sec以下。
这种以冷却速度冷却的温度优选为300℃以下，进一步优选为270℃以下。
并且，在以这种冷却速度进行冷却后，无需特别规定，例如可通过空冷(放冷)、慢冷等公知的方法冷却到室温即可。但是，应避免冷却后的再加热，因为马氏体相回火软化。
因此，由于退火后的钢板需要以10℃/sec以上的冷却速度进行急冷，因此退火在连续退火炉中进行较为有利。为了通过连续退火使保持时间为30sec以上，使退火温度(连续退火时的最高到达温度)为上述加热温度区域的温度，在该温度区域保持30sec以上即可。例如，退火温度下的均热时间(也称为退火时间)可以是30sec以上，也可以是在到达退火温度后，慢慢冷却到上述加热温度区域的下限，使滞留在加热温度区域内的时间为30sec秒以上。
实施例1
将表1-1、1-2所示的成分组成的钢No.A-ZZ用转炉熔炼，通过连铸做成板坯。将这些板坯加热到1100-1250℃后进行热轧，做成表2-1、2-2所示的板厚的钢板，用表2-1、2-2所示的卷取温度进行卷取。接着在表2-1、2-2所示的条件下进行冷轧、连续退火、控制冷却，获得高张力冷轧钢板No.1-39。
并且，表1-1、1-2所示的Ac3相变点是从热粗轧后的薄板坯中采取试样，并利用富士电波工机社制造的加工再现试验装置z(サ一メツクマスタ一z)测定的。
对获得的高张力冷轧钢板进行组织观察、通常的静态拉伸试验、测力块方式下的10S-1的应变速度下的高速拉伸试验及纳米硬度试验。
组织观察及纳米硬度试验用上述方法来进行，测定铁素体相和马氏体相的面积率、马氏体相的相间隔比、马氏体相的纳米硬度。
并且，通常的静态拉伸试验、测力块方式下的10S-1的应变速度下的高速拉伸试验通过以下方法进行。
i)静态拉伸试验：使用以垂直轧制方向的方向为长边方向的JIS5号试验片，以基于JIS Z 2241的方法进行，测定拉伸强度TS和拉伸率E1。
ii)测力块方式的高速拉伸试验：使用鹭宫制作所制造的测力块式冲击拉伸试验机(TS-2000)，在与轧制方向垂直的方向上以10S-1的应变速度进行拉伸试验，求得至应变10％的吸收能及1MPa的拉伸强度对应的至应变10％的吸收能。
其结果如表3-1、3-2所示。
本发明的高张力冷轧钢板No.1、3、5、7-8、10、12、14-19、21-23、29-34、37-39不仅均具有590MPa以上的拉伸强度及16000MPa·％以上的优异的强度-拉伸平衡性，而且在10S-1的应变速度下，至应变10％的吸收能为59MJ·m-3以上，1MPa的拉伸强度对应的至应变10％的吸收能为0.100MJ·m-3/MPa以上，兼具优异的耐冲击性。
表1-1
| 钢No. | 成分组成(质量％) | Ac<sub>3</sub>(℃) | ||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | N | Cr | Mo | Ni | B | Ti | Nb | ||
| A | 0.061 | 0.41 | 2.78 | 0.013 | 0.005 | 0.035 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 878 |
| 8 | 0.122 | 0.32 | 2.64 | 0.015 | 0.004 | 0.032 | 0.003 | - | - | - | - | - | - | 853 |
| C | 0.090 | 0.57 | 2.58 | 0.012 | 0.005 | 0.037 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 875 |
| D | 0.082 | 0.68 | 2.01 | 0.010 | 0.003 | 0.024 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 882 |
| E | 0.055 | 0.46 | 1.54 | 0.012 | 0.005 | 0.034 | 0.003 | - | - | - | - | - | - | 883 |
| F | 0.100 | 0.49 | 2.46 | 0.014 | 0.004 | 0.036 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 868 |
| G | 0.085 | 0.69 | 2.72 | 0.013 | 0.003 | 0.021 | 0.005 | - | - | - | - | - | - | 882 |
| H | 0.115 | 0.42 | 2.35 | 0.009 | 0.002 | 0.027 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 860 |
| I | 0.095 | 0.92 | 2.50 | 0.015 | 0.004 | 0.034 | 0.003 | - | - | - | - | - | - | 889 |
| J | 0.075 | 0.53 | 2.41 | 0.013 | 0.001 | 0.036 | 0.003 | 0.03 | - | - | - | - | - | 878 |
| K | 0.079 | 0.51 | 2.37 | 0.014 | 0.003 | 0.029 | 0.004 | - | 0.1 | - | - | - | 879 | |
| L | 0.092 | 0.35 | 2.13 | 0.012 | 0.002 | 0.040 | 0.002 | - | - | 0.08 | - | - | - | 864 |
| M | 0.086 | 0.55 | 2.31 | 0.010 | 0.004 | 0.033 | 0.003 | - | - | - | 0.0005 | - | - | 875 |
| N | 0.071 | 0.42 | 2.36 | 0.008 | 0.003 | 0.035 | 0.004 | - | 0.06 | - | 0.0008 | - | - | 877 |
表1-2
| 钢No. | 成分组成(质量％) | Ac<sub>3</sub>(℃) | ||||||||||||
| C | Si | Mn | P | S | Al | N | Cr | Mo | Ni | B | Ti | Nb | ||
| O | 0.087 | 0.64 | 2.69 | 0.014 | 0.005 | 0.026 | 0.003 | - | - | - | - | 0.009 | - | 879 |
| P | 0.092 | 0.59 | 2.53 | 0.011 | 0.004 | 0.032 | 0.004 | - | 0.05 | - | - | 0.006 | - | 876 |
| Q | 0.033 | 0.68 | 2.53 | 0.012 | 0.003 | 0.025 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 902 |
| R | 0.105 | 0.21 | 2.38 | 0.010 | 0.005 | 0.038 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 854 |
| S | 0.098 | 0.43 | 0.82 | 0.013 | 0.002 | 0.033 | 0.003 | - | - | - | - | - | - | 866 |
| T | 0.075 | 0.54 | 3.8 | 0.013 | 0.002 | 0.033 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 879 |
| U | 0.152 | 0.72 | 2.69 | 0.013 | 0.002 | 0.033 | 0.003 | - | - | - | - | - | - | 863 |
| V | 0.052 | 0.47 | 1.42 | 0.033 | 0.003 | 0.032 | 0.005 | - | - | - | - | - | - | 085 |
| W | 0.125 | 0.39 | 1.58 | 0.025 | 0.003 | 0.037 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 856 |
| X | 0.075 | 0.51 | 2.39 | 0.029 | 0.005 | 0.025 | 0.005 | - | - | - | - | - | - | 877 |
| Y | 0.077 | 0.99 | 1.27 | 0.010 | 0.003 | 0.020 | 0.004 | - | - | - | - | - | - | 098 |
| Z | 0.072 | 0.55 | 2.56 | 0.018 | 0.003 | 0.036 | 0.003 | - | - | - | - | - | 0.012 | 880 |
| ZZ | 0.108 | 0.63 | 2.61 | 0.013 | 0.004 | 0.035 | 0.003 | - | - | - | - | 0.018 | 0.014 | 871 |
※下划线表示本发明范围以外
表2-1
| 钢板No. | 钢No. | 卷取温度(℃) | 热轧板厚度(mm) | 冷轧率(％) | 冷轧板厚度(mm) | 卷取温度+冷轧率×4.5(℃) | 卷取温度+冷轧率×5.5(℃) | 加热最高温度(℃) | 加热温度区域中的保持时间(s) | 平均冷却速度(℃/s) | 强制冷却结束温度(℃) | 备注 |
| 1 | A | 600 | 3.2 | 50 | 1.6 | 825 | 875 | 830 | 30 | 20 | 250 | 发明例 |
| 2 | ″ | 600 | 2.2 | 27 | 1.6 | 722 | 749 | 730 | 60 | 20 | 250 | 比较例 |
| 3 | B | 600 | 3.2 | 44 | 1.8 | 798 | 842 | 810 | 90 | 25 | 275 | 发明例 |
| 4 | ″ | 600 | 3.2 | 44 | 1.8 | 798 | 842 | 760 | 90 | 25 | 275 | 比较例 |
| 5 | C | 550 | 3.0 | 53 | 1.4 | 789 | 842 | 820 | 80 | 20 | 250 | 发明例 |
| 6 | ″ | 550 | 4.8 | 71 | 14 | 870 | 941 | 880 | 80 | 20 | 250 | 比较例 |
| 7 | D | 600 | 24 | 50 | 1.2 | 825 | 875 | 860 | 60 | 30 | 220 | 发明例 |
| 0 | E | 450 | 2.4 | 58 | 1.0 | 711 | 769 | 750 | 110 | 40 | 200 | ″ |
| 9 | ″ | 450 | 2.4 | 58 | 1.0 | 711 | 769 | 800 | 110 | 40 | 200 | 比较例 |
| 10 | F | 650 | 3.0 | 40 | 1.8 | 830 | 070 | 840 | 60 | 15 | 240 | 发明例 |
| 11 | ″ | 650 | 3.0 | 40 | 1.8 | 830 | 870 | 840 | 60 | 5 | 240 | 比较例 |
| 12 | G | 600 | 2.0 | 50 | 1.0 | 825 | 875 | 840 | 90 | 40 | 250 | 发明例 |
| 13 | ″ | 600 | 2.0 | 50 | 10 | 825 | 875 | 840 | 90 | 40 | 350 | 比较例 |
| 14 | H | 500 | 3.2 | 50 | 1.6 | 725 | 775 | 770 | 90 | 20 | 230 | 发明例 |
| 15 | I | 550 | 3.2 | 44 | 18 | 748 | 792 | 780 | 80 | 20 | 260 | ″ |
| 16 | J | 600 | 2.6 | 46 | 1.4 | 807 | 853 | 820 | 60 | 10 | 290 | ″ |
| 17 | K | 650 | 3.6 | 36 | 2.3 | 812 | 848 | 840 | 60 | 20 | 270 | ″ |
| 18 | L | 600 | 3.2 | 50 | 1.6 | 825 | 875 | 830 | 75 | 25 | 240 | ″ |
| 19 | M | 550 | 3.6 | 36 | 2.3 | 712 | 748 | 730 | 70 | 15 | 280 | ″ |
| 20 | ″ | 700 | 3.6 | 36 | 2.3 | 862 | 898 | 880 | 70 | 15 | 280 | 比较例 |
※下划线表示本发明范围以外
表2-2
| 钢板No. | 钢No. | 卷取温度(℃) | 热轧板厚度(mm) | 冷轧率(％) | 冷轧板厚度(mm) | 卷取温度+冷轧率×4.5(℃) | 卷取温度+冷轧率×5.5(℃) | 加热最高温度(℃) | 加热温度区域中的保持时间(s) | 平均冷却速度(℃/s) | 强制冷却结束温度(℃) | 备注 |
| 21 | N | 550 | 3.6 | 56 | 1.6 | 802 | 858 | 840 | 60 | 20 | 250 | 发明例 |
| 22 | O | 500 | 3.2 | 69 | 1.0 | 811 | 880 | 840 | 90 | 35 | 210 | ″ |
| 23 | P | 600 | 3.2 | 44 | 1.8 | 798 | 842 | 820 | 90 | 15 | 240 | ″ |
| 24 | Q | 600 | 3.6 | 36 | 2.3 | 762 | 798 | 780 | 80 | 15 | 270 | 比较例 |
| 25 | R | 550 | 3.2 | 38 | 2.0 | 721 | 759 | 740 | 60 | 20 | 260 | ″ |
| 26 | S | 550 | 3.2 | 44 | 1.8 | 748 | 792 | 760 | 60 | 15 | 250 | ″ |
| 27 | T | 600 | 3.2 | 50 | 1.6 | 825 | 875 | 830 | 75 | 25 | 240 | ″ |
| 28 | U | 500 | 3.2 | 50 | 1.6 | 725 | 775 | 750 | 70 | 15 | 260 | ″ |
| 29 | G | 600 | 2.0 | 50 | 1.0 | 825 | 875 | 840 | 90 | 40 | 340 | 发明例 |
| 30 | V | 600 | 2.0 | 50 | 1.0 | 825 | 875 | 840 | 90 | 15 | 250 | ″ |
| 31 | W | 480 | 2.3 | 57 | 1.0 | 737 | 794 | 780 | 90 | 10 | 300 | ″ |
| 32 | H | 500 | 3.2 | 50 | 1.6 | 725 | 775 | 730 | 45 | 15 | 320 | ″ |
| 33 | X | 580 | 2.6 | 62 | 1.0 | 859 | 921 | 885 | 300 | 15 | 250 | ″ |
| 34 | P | 600 | 3.2 | 63 | 1.2 | 884 | 947 | 910 | 360 | 15 | 300 | ″ |
| 35 | ″ | 600 | 3.2 | 44 | 1.8 | 798 | 842 | 910 | 300 | 15 | 300 | 比较例 |
| 36 | Y | 500 | 2.8 | 64 | 1.0 | 788 | 852 | 800 | 60 | 50 | 350 | ″ |
| 37 | ″ | 610 | 2.8 | 61 | 1.1 | 885 | 946 | 902 | 60 | 20 | 280 | 发明例 |
| 38 | Z | 520 | 3.2 | 50 | 1.6 | 745 | 795 | 770 | 130 | 30 | 260 | ″ |
| 39 | ZZ | 620 | 2.4 | 33 | 1.6 | 769 | 802 | 790 | 90 | 15 | 250 | ″ |
※下划线表示本发明范围以外
表3-1
| 钢板No. | 钢No. | 拉伸强度(MPa) | 拉伸率(％) | 铁素体相面积率(％) | 马氏体相面积率(％) | 其他相的面积率及种类(％)(种类) | 马氏体相的相间隔比 | 马氏体相的纳米硬度(GPa) | TS×El平衡性(MPa·％) | 吸收能*(MJ·m<sup>-3</sup>) | 1MPa的TS对应的吸收能*(MJ：m<sup>-3</sup>·MPa<sup>-1</sup>) | 备注 |
| 1 | A | 843 | 19.5 | 70 | 30 | 0 | 1.36 | 9.4 | 16439 | 88.5 | 0.105 | 发明例 |
| 2 | ″ | 820 | 18.9 | 75 | 25 | 0 | 0.71 | 9.3 | 15498 | 77.9 | 0.095 | 比较例 |
| 3 | B | 886 | 18.1 | 60 | 40 | 0 | 1.50 | 8.0 | 16037 | 88.8 | 0.100 | 发明例 |
| 4 | ″ | 852 | 17.8 | 70 | 30 | 0 | 1.59 | 7.2 | 15166 | 78.4 | 0.092 | 比较例 |
| 5 | C | 821 | 21.6 | 65 | 35 | 0 | 1.26 | 10.5 | 17734 | 94.4 | 0115 | 发明例 |
| 6 | 842 | 183 | 55 | 45 | 0 | 1.57 | 10.2 | 15409 | 79.1 | 0.094 | 比较例 | |
| 7 | D | 708 | 24.0 | 80 | 20 | 0 | 1.13 | 9.3 | 16992 | 75.8 | 0.107 | 发明例 |
| 8 | E | 621 | 27.1 | 80 | 20 | 0 | 1.21 | 9.5 | 16829 | 65.8 | 0.106 | ″ |
| 9 | ″ | 673 | 23.2 | 70 | 30 | 0 | 1.57 | 7.4 | 15614 | 62.6 | 0.093 | 比较例 |
| 10 | F | 834 | 21.8 | 70 | 30 | 0 | 1.29 | 11.6 | 18181 | 100.1 | 0.120 | 发明例 |
| 11 | ″ | 808 | 19.1 | 70 | 30 | 0 | 1.29 | 7.2 | 15433 | 75.1 | 0.093 | 比较例 |
| 12 | G | 867 | 20.6 | 60 | 40 | 0 | 1.15 | 12.7 | 17860 | 104.9 | 0.121 | 发明例 |
| 13 | ″ | 821 | 18.8 | 60 | 40 | 0 | 1.15 | 7.5 | 15435 | 78.8 | 0.096 | 比较例 |
| 14 | H | 849 | 21.5 | 65 | 35 | 0 | 0.95 | 12.1 | 18254 | 100.2 | 0.118 | 发明例 |
| 15 | I | 854 | 19.7 | 75 | 25 | 0 | 1.02 | 9.6 | 16824 | 90.5 | 0.106 | ″ |
| 1G | J | 803 | 23.1 | 80 | 20 | 0 | 1.20 | 10.6 | 18549 | 95.6 | 0.119 | ″ |
| 17 | K | 857 | 20.9 | 75 | 25 | 0 | 1.05 | 12.7 | 17911 | 99.4 | 0.116 | ″ |
| 18 | L | 754 | 21.5 | 85 | 15 | 0 | 1.33 | 9.7 | 16211 | 80.7 | 0.107 | ″ |
| 19 | M | 839 | 21.5 | 65 | 35 | 0 | 1.10 | 11.2 | 18039 | 96.5 | 0.115 | ″ |
| 20 | ″ | 880 | 176 | 55 | 45 | 0 | 1.59 | 10.2 | 15488 | 83.6 | 0.095 | 比较例 |
※下划线表示本发明范围以外
表3-2
| 钢板No. | 钢No. | 拉伸强度(MPa) | 拉伸率(％) | 铁素体相面积率(％) | 马氏体相面积率(％) | 其他相的面积率及种类(％)(种类) | 马氏体相的相间隔比 | 马氏体相的纳米硬度(GPa) | TS×El平衡性(MPa·％) | 吸收能*(MJ·m<sup>-3</sup>) | 1MPa的TS对应的吸收能*(MJ·m<sup>-3</sup>·MPa<sup>-1</sup>) | 备注 |
| 21 | N | 892 | 21.1 | 60 | 40 | 0 | 1.00 | 13.4 | 18821 | 107.9 | 0.121 | 发明例 |
| 22 | O | 822 | 22.7 | 70 | 30 | 0 | 1.27 | 12.1 | 18659 | 97.0 | 0.118 | ″ |
| 23 | P | 849 | 21.0 | 65 | 35 | 0 | 1.25 | 11.8 | 17829 | 97.6 | 0.115 | ″ |
| 24 | Q | 531 | 29.2 | 95 | 5 | 0 | 1.72 | 7.6 | 15505 | 52.0 | 0.098 | 比较例 |
| 25 | R | 793 | 18.2 | 75 | 25 | 0 | 1.58 | 7.4 | 14433 | 75.3 | 0.095 | ″ |
| 26 | S | 559 | 27.1 | 85 | 15 | 0 | 1.73 | 7.2 | 15149 | 52.5 | 0.094 | ″ |
| 27 | T | 973 | 14.3 | 60 | 40 | 0 | 1.62 | 7.8 | 13914 | 89.5 | 0.092 | ″ |
| 28 | U | 1054 | 13.9 | 45 | 55 | 0 | 1.67 | 9.5 | 14651 | 97.0 | 0.092 | ″ |
| 29 | G | 825 | 20.1 | 60 | 40 | 0 | 1.15 | 8.9 | 16583 | 89.1 | 0.108 | 发明例 |
| 30 | V | 639 | 26.3 | 70 | 25 | 5(贝氏体) | 1.14 | 8.5 | 16806 | 66.5 | 0.104 | ″ |
| 31 | W | 789 | 21.2 | 73 | 18 | 9(贝氏体) | 1.18 | 9.3 | 16727 | 86.0 | 0.109 | ″ |
| 32 | H | 783 | 21.5 | 63 | 30 | 7(贝氏体) | 0.95 | 12.1 | 16835 | 82.2 | 0.105 | ″ |
| 33 | X | 877 | 21.5 | 56 | 44 | 0 | 1.00 | 12.2 | 18856 | 108.7 | 0.124 | ″ |
| 34 | P | 881 | 21.4 | 62 | 38 | 0 | 1.02 | 13.3 | 18853 | 107.5 | 0.122 | ″ |
| 35 | ″ | 910 | 18.1 | 43 | 55 | 2(贝氏体) | 1.05 | 7.3 | 16471 | 82.8 | 0.091 | 比较例 |
| 36 | Y | G22 | 26.2 | 90 | 10 | 0 | 1.45 | 7.1 | 16296 | 57.8 | 0.093 | ″ |
| 37 | ″ | 701 | 27.2 | 74 | 24 | 2(奥氏体) | 1.05 | 10.3 | 19067 | 85.5 | 0.122 | 发明例 |
| 38 | Z | 825 | 22.2 | 82 | 18 | 0 | 1.17 | 10.7 | 18315 | 92.4 | 0.112 | ″ |
| 39 | ZZ | 873 | 21.3 | 72 | 28 | 0 | 1.22 | 10.8 | 18595 | 98.6 | 0.113 | ″ |
*10s-1的应变速度下至应变10％的值
※下划线表示本发明范围之外
Claims (8)
1.一种高张力冷轧钢板，以质量％计含有C：0.04-0.13％、Si：0.3-1.2％、Mn：1.0-3.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.07％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成，且以面积率计含有50％以上的铁素体相、10％以上的马氏体相，具有微观组织，在该微观组织中，所述马氏体相的轧制方向相间隔相对于板厚方向相间隔的比为0.85-1.5，并且所述马氏体相的纳米硬度为8GPa以上。
2.根据权利要求1所述的高张力冷轧钢板，其中，以质量％计还含有从Cr：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Ni：0.5％以下、及B：0.002％以下中选择的至少一种元素。
3.根据权利要求1所述的高张力冷轧钢板，其中，以质量％计还含有从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下中选择的至少一种元素。
4.根据权利要求2所述的高张力冷轧钢板，其中，以质量％计还含有从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下中选择的至少一种元素。
5.一种高张力冷轧钢板的制造方法，所述高张力冷轧钢板中，以面积率计含有50％以上的铁素体相、10％以上的马氏体相，具有微观组织，在该微观组织中，所述马氏体相的轧制方向相间隔相对于板厚方向相间隔的比为0.85-1.5，并且所述马氏体相的纳米硬度为8GPa以上，该制造方法具有以下工序：
将以质量％计含有C：0.04-0.13％、Si：0.3-1.2％、Mn：1.0-3.5％、P：0.04％以下、S：0.01％以下、Al：0.07％以下，余量由Fe及不可避免的杂质构成的钢板坯通过热轧制成钢板，之后在450-650℃的卷取温度下进行卷取的工序；
将所述卷取后的钢板以30-70％的冷轧率进行冷轧的工序；
将所述冷轧后的钢板加热到[所述卷取温度+所述冷轧率×4.5]-[所述卷取温度+所述冷轧率×5.5](℃)的温度区域，并进行退火的工序；和
将所述退火后的钢板以10℃/sec以上的平均冷却速度冷却到340℃以下的工序。
6.根据权利要求5所述的高张力冷轧钢板的制造方法，其中，使用以质量％计还含有从Cr：0.5％以下、Mo：0.3％以下、Ni：0.5％以下、及B：0.002％以下中选择的至少一种元素的钢板坯。
7.根据权利要求5所述的高张力冷轧钢板的制造方法，其中，使用以质量％计还含有从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下中选择的至少一种元素的钢板坯。
8.根据权利要求6所述的高张力冷轧钢板的制造方法，其中，使用以质量％计还含有从Ti：0.05％以下、Nb：0.05％以下中选择的至少一种元素的钢板坯。
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003301473 | 2003-08-26 | ||
| JP301473/2003 | 2003-08-26 | ||
| JP208834/2004 | 2004-07-15 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| CN1809649A CN1809649A (zh) | 2006-07-26 |
| CN100363522C true CN100363522C (zh) | 2008-01-23 |
Family
ID=36840940
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| CNB2004800171936A Active CN100363522C (zh) | 2003-08-26 | 2004-08-18 | 高张力冷轧钢板及其制造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| CN (1) | CN100363522C (zh) |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN109207841B (zh) | 2017-06-30 | 2021-06-15 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种低成本高成型性1180MPa级冷轧退火双相钢板及其制造方法 |
Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1060593A (ja) * | 1996-06-10 | 1998-03-03 | Kobe Steel Ltd | 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPH10147838A (ja) * | 1996-11-18 | 1998-06-02 | Kobe Steel Ltd | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2000144316A (ja) * | 1998-11-10 | 2000-05-26 | Kawasaki Steel Corp | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板 |
| JP2001073064A (ja) * | 1999-09-01 | 2001-03-21 | Natl Res Inst For Metals | 耐遅れ破壊性に優れる鉄鋼材料 |
| JP2002226937A (ja) * | 2001-02-01 | 2002-08-14 | Kawasaki Steel Corp | 成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板ならびに冷延鋼板の製造方法 |
-
2004
- 2004-08-18 CN CNB2004800171936A patent/CN100363522C/zh active Active
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH1060593A (ja) * | 1996-06-10 | 1998-03-03 | Kobe Steel Ltd | 強度−伸びフランジ性バランスにすぐれる高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
| JPH10147838A (ja) * | 1996-11-18 | 1998-06-02 | Kobe Steel Ltd | 耐衝撃性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
| JP2000144316A (ja) * | 1998-11-10 | 2000-05-26 | Kawasaki Steel Corp | 超微細粒を有する加工用熱延鋼板 |
| JP2001073064A (ja) * | 1999-09-01 | 2001-03-21 | Natl Res Inst For Metals | 耐遅れ破壊性に優れる鉄鋼材料 |
| JP2002226937A (ja) * | 2001-02-01 | 2002-08-14 | Kawasaki Steel Corp | 成形後の熱処理による強度上昇能に優れた冷延鋼板およびめっき鋼板ならびに冷延鋼板の製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| CN1809649A (zh) | 2006-07-26 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US11047020B2 (en) | Method for making a high strength multiphase steel | |
| US10190186B2 (en) | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and crashworthiness | |
| CA2693763C (en) | High strength galvanized steel sheet and method for producing the same | |
| EP1870483B1 (en) | Hot-rolled steel sheet, method for production thereof and workedd article formed therefrom | |
| CN101960034B (zh) | 成形性和焊接性优良的高强度冷轧钢板、高强度镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板、及它们的制造方法 | |
| CA2788095C (en) | Steel sheet and method of manufacturing steel sheet | |
| US6423426B1 (en) | High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof | |
| EP3164513B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength steel sheet and sheet obtained by the method | |
| WO2014024831A1 (ja) | 冷延鋼板、及びその製造方法、並びにホットスタンプ成形体 | |
| MX2010010989A (es) | Chapas de acero de alta resistencia que son excelentes en el equilibrio entre facilidad de trabajo en la desbastacion de metales y ductilidad, y excelentes en resistencia a la fatiga, chapas de acero recubiertas de zinc y procesos para la produccion | |
| CN109642292B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| US10472697B2 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
| RU2721767C2 (ru) | Сверхвысокопрочная, закаливающаяся на воздухе, многофазная сталь, обладающая отличными технологическими характеристиками, и способ получения указанной стали | |
| US20230287545A1 (en) | High strength steel sheet having excellent high-temperature elongation characteristic, warm-pressed member, and manufacturing methods for the same | |
| KR20200101980A (ko) | 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법 | |
| CN108138250B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
| JP3587126B2 (ja) | 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| CA2972741A1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP2002129241A (ja) | 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| KR20060032139A (ko) | 고장력 냉연강판 및 그 제조방법 | |
| KR101726139B1 (ko) | 연신율 및 충격 인성이 우수한 열간 프레스 부재 및 그 제조방법 | |
| CN100363522C (zh) | 高张力冷轧钢板及其制造方法 | |
| CA2975149C (en) | Post annealed high tensile strength coated steel sheet having improved yield strength and hole expansion | |
| US20230349020A1 (en) | Steel sheet, member, and methods for manufacturing the same | |
| WO2014081774A1 (en) | Process for making coated cold-rolled dual phase steel sheet |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| C06 | Publication | ||
| PB01 | Publication | ||
| C10 | Entry into substantive examination | ||
| SE01 | Entry into force of request for substantive examination | ||
| C14 | Grant of patent or utility model | ||
| GR01 | Patent grant |