CN101319295B - 高强度热轧钢板及其制备方法 - Google Patents

高强度热轧钢板及其制备方法 Download PDF

Info

Publication number
CN101319295B
CN101319295B CN2008100922456A CN200810092245A CN101319295B CN 101319295 B CN101319295 B CN 101319295B CN 2008100922456 A CN2008100922456 A CN 2008100922456A CN 200810092245 A CN200810092245 A CN 200810092245A CN 101319295 B CN101319295 B CN 101319295B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolling
steel
hot rolled
phase
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
Application number
CN2008100922456A
Other languages
English (en)
Other versions
CN101319295A (zh
Inventor
箱守一昭
楠本雄二
吉田冬树
竹士伊知郎
大谷崇
仓桥隆朗
织田昌彦
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.)
Nakayama Steel Works Ltd
Original Assignee
Nakayama Steel Works Ltd
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 Nakayama Steel Works Ltd filed Critical Nakayama Steel Works Ltd
Publication of CN101319295A publication Critical patent/CN101319295A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN101319295B publication Critical patent/CN101319295B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • C22C38/44—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
    • C22C38/02—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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • 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 by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—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
    • C22C38/18—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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)
  • Reduction Rolling/Reduction Stand/Operation Of Reduction Machine (AREA)

Abstract

本发明涉及高强度热轧钢板及其制备方法。本发明提供具有更高强度和优异可加工性的新型高强度、含Si-Cr的热轧钢板，以及制备所述钢板的方法。可以通过将原始奥氏体颗粒尺寸控制为10微米或更小，并正确选择卷绕温度，来获得高强度钢板。获得的钢板包括体积分数为5％-20％的残余奥氏体相、体积分数等于或小于10％的马氏体相、和剩余体积分数的贝氏体相。残余奥氏体颗粒的颗粒尺寸为1微米或更小，残余奥氏体颗粒均匀分散。

Description

高强度热轧钢板及其制备方法
相关申请的交叉引用
本申请基于2007年4月17日提交的在先日本专利申请No.2007-108759，该申请的全部内容在此通过引用结合进来。 
技术领域
本发明涉及具有高拉伸强度和优异可加工性的高强度热轧钢板，也涉及其制备方法。 
背景技术
人们已经描述了最近对可以显示出优异可加工性的高强度钢板的需求，比如，在车辆方面的需求。从地球环境保护方面考虑，应该要求减少机车领域的气体排放量，比如CO2等。为此，十分重要的是进一步减少每台车身的重量。为了实现车身的重量减轻，需要提高用于车身的钢板强度，从而减少钢板厚度。另外，在车辆中也应该保证使用者的安全性。同样为此，必须进一步改善钢板的强度。 
但是，钢板强度的增加可能降低其可加工性，而且难以将更高强度的钢板用于冷加工，比如一般性的压模等。 
热压是热压加工工艺，通常产生相当少量的回弹(spring back)，所以呈现出优选的固形(shape freezing)性能。另外，由于在热压时的硬化效应，这个方法可以获得具有明显更高的强度、高精度的零件(part)。但是，这种工艺要求在将钢板进行热压加工之前加热所述钢板，还要求在热压加工之后减少加工氧化皮(manufacturing scale)。因此，这种工艺可能显著降低加工效率。另外，模具(应该和加热的钢板接触)的寿命更短，也会不可避免地增加制造成本。 
钢板在热压加工后延伸率(elongation)下降，这样热压构件(member)可能容易仅仅由于经受某种外力、或冲击等而引起的稍微变形而断裂。所以，这种类型的钢板一般被认为是冲击吸收能力差。相应地，采用这种热压零件作为保证车辆安全等的关键部件将是相当困难。 
作为提高强度的方法，可以提到的有通过固溶处理来增强、采用沉  淀来增强、通过晶粒细化来增强、采用低温相变来增强。仅仅通过采用增强机制，包括要求加入更大量合金的固溶处理或者沉淀，来制备强度需要明显提高的钢板是不可能的。即使在采用通过晶粒细化来增强的情况下，虽然获得了一定程度的强度改善，但这种强度改善是有限的。尽管通过采用低温相变来增强对于制备超过1200MPa的钢板来说是高度有效的，但是不能期望这种方法来改善延展性，因为延展性会被这种强度改善平衡掉。 
一般而言，强度越高的钢板可能往往具有越低的延展性，从而降低可加工性。 
就已知在高强度钢板中具有改善的延展性的材料而言，有由铁素体和马氏体相组成的双相钢板，和由铁素体、贝氏体和残余奥氏体相组成的相变诱导塑性(TRIP)钢板。 
双相钢板是通过在铁素体相中细分散硬马氏体相形成的。由于非常硬的马氏体相，在相变时发生明显的加工硬化，由此为钢板提供了更高的延展性。 
在专利文献1和2中描述了TRIP钢板的实例。含有残余奥氏体相的这种类型的钢板显示出非常优异的延展性和可模制性(moldability)，两种性能都归因于加工诱导相变，具体取决于残余奥氏体相的量和变形稳定性。 
但是，如果试图获得强度大于1200MPa的钢板，可能导致延迟断裂(delayed fracture)。术语“延迟断裂”是指如下现象：其中，尽管在各个构件的加工和组装时不发生开裂和/或断裂，但是在使用过程中所述开裂和/或断裂突然出现。在专利文献3中公开的高强度钢板倾向于通过尽可能减少软相(比如铁素体相)和通过控制残余奥氏体相相对于低温相变相(比如贝氏体相和/或回火马氏体相)的体积分数小于4％，来提供更优选的抗延迟断裂性能。 
专利文献1：JP-A-No.60-43425 
专利文献2：JP-A-No.9-104947 
专利文献3：JP-B-No.3247908 
就其延伸性能在冷加工中得到改善并同时保持较高强度的钢板而言，可以提到的有如上所述的双相钢板和TRIP钢板。 
在双相钢板中，即使在加入更少量的合金的情况下也能获得更高的  强度，以及由于加工硬化可以获得更均匀的延伸性能。 
TRIP钢板呈现出更高的延展性并具有更优异的深拉性能。所以，这种材料适于提供要求复杂形状、更高的可加工性和更高强度的零件或构件。 
在专利文献1中描述的TRIP钢板是通过包括如下步骤的方法制备的：通过在轧制之后在冷却步骤中将原料在450-650℃保持4-20秒钟，在奥氏体相中形成铁素体相；将其冷却到低于350℃的温度；和，将其绕着棒状材料卷绕。 
在专利文献2中，为了促进在轧制之后在冷却工艺中在奥氏体相中形成铁素体相，将原料在Ar3缓慢冷却到Ar1，或者经历大约为Ar3的轧制完成温度，然后冷却到350-500℃范围之中的温度，并卷绕到棒状材料上。 
这种TRIP钢板具有其中马氏体相、残余奥氏体相和/或贝氏体相分散在铁素体母相中的结构，并且呈现出优异的强度和延伸性能。 
但是，在可以保证点焊性能的C≤0.20％的条件下，仅仅可以获得高至800MPa的拉伸强度，这样应该需要具有更加改善的可加工性。相应地，在这种条件下难以制备具有明显更高强度的钢板。 
即使在轧制后缓慢冷却原料到低于500℃的温度而不提供缓慢冷却过程的方法中，如果将轧制完成温度设为大约Ar3，也能够促进形成细的铁素体相。但是，就已经在大约A3温度轧制过的热轧钢板的材料质量而言，材料的各向异性可能往往会不希望地变大。 
而且，在专利文献1中描述的热轧钢板显示出较低的可轧制加工性，并且具有其中粗大的铁素体颗粒和残余奥氏体颗粒相邻存在的金属性结构，这是因为暂时停止在大约Al处冷却。 
溶解在钢板中的氢可能是延迟断裂的诱因，它是确定晶体相的因素，优先截留在残余奥氏体相中。尤其而言，经历过冲击或加工的、位于马氏体相和铁素体相之间的界面，也即，加工诱导相变位点，被认为是氢的非常可能的截留部位。 
更粗大的残余奥氏体颗粒提供的在经历过加工诱导相变的马氏体相和铁素体相之间的界面面积，和残余奥氏体颗粒的体积相比，比例下降。结果，截留的氢的浓度增加，这造成了延迟断裂的更大风险。如果马氏体相和残余奥氏体相相邻共存(处于M-A状态)，那么裂纹的扩展  可能得到促进，从而提供进一步增加的断裂风险。 
在专利文献3中所述的高强度钢板旨在通过限制残余奥氏体的量来改善抗延迟断裂性能。但是，为了获得优异的可加工性并同时保持较高的强度，利用残余奥氏体是相当有效的。所以，如果没有上述的任何限制，残余奥氏体的存在也不会对抗延迟断裂性能产生破坏性影响，那么将是理想的。 
发明内容
为了直面上述挑战，本发明人已经研制了新型的低合金、更高强度的钢板及其制备方法，所述钢板具有贝氏体相，其中每10μm2中细分散有颗粒尺寸为1μm或更小的7个或更多个残余奥氏体颗粒(体积分数在5％-20％范围之内)，从而呈现出更高的强度、更优选的可加工性和可靠的抗延迟断裂性能。 
通过许多实验，我们发现可以通过采用合适的轧制条件和为钢板选择正确的组分组成来获得优选高强度的钢板。也即，通过将具有合适组分组成的钢坯(slab)在高压条件下经历粗热轧(rough hot rolling)，在高温条件下在精轧过程中完成后阶段的更高应变的轧制，在空冷数秒钟后启动冷却过程，然后在合适温度将处理过的材料卷绕起来，来赋予低合金钢板更高的强度、优异的延展性、和可靠的抗延迟断裂性能。 
本发明的高强度热轧钢板包括：体积分数为5％-20％的残余奥氏体相；体积分数为0％-10％的马氏体相；和剩余体积分数的贝氏体相，其中构成残余奥氏体相的颗粒的颗粒尺寸为1微米或者更小。更优选地，原始奥氏体(prior austenite)的颗粒尺寸是10微米或更小，颗粒的平均纵横比为2.0或更小。 
由于热轧后奥氏体晶体的颗粒尺寸控制为10微米或以下(图3)，所以贝氏体相的板条结构可以很细。另外，在完成了均匀的贝氏体转变之后，颗粒尺寸为1微米或更小的残余奥氏体颗粒可以细而有效地分散在该相中，密度为每10μm2具有7个或更多个颗粒(图8)。 
以此方式，可以获得优异的抗延迟断裂性能，即使在通过采用加工诱导塑性而具有较高延展性的钢的情况下，所述加工诱导塑性是由相对大量残余奥氏体引起的。 
由于将原始奥氏体颗粒的纵横比控制为2.0或以下(图3)，材料  沿着轧制方向和与所述轧制方向垂直的方向的各向异性可以降低，这改善了可加工性(图4)。 
优选的，本发明的高强度热轧钢板具有包含下述的组成：C(0.13-0.21(wt％))、Si(0.5-2.0)、Mn(0.2-1.0)、Cr(1.0-4.0)、Ni(0.02-1.0)、Mo(0.05-0.4)、P(0-0.010)、S(0-0.003)、N(0.005-0.015)，剩余的组分包括Fe和其它不可避免的杂质。 
所述包括合适类型和数量的所选组分的化学组成可以便于形成包括上述相并且呈现出所需机械性能的高强度钢板。 
由于上述合金元素可以在热轧后冷却步骤和卷绕冷却材料步骤中构成本发明的所需钢板结构，所以对贝氏体转变具有较大影响的Cr和Si包括进来作为主要元素。通过可能控制这些元素的量，可以促进贝氏体转变，和抑制马氏体相的形成，从而控制整个相具有目标强度。 
下面将描述每种组分的影响。 
优选高强度热轧钢板具有上述的结构，还具有1.0-3.0mm的厚度、1200MPa或者更高的拉伸强度(TS)、和13％或更大的延伸率(JIS No.5测试件)。 
也即，该钢板可以具有上述结构，因此显示出更大的强度和更优异的延伸性能。 
用于制备本发明高强度热轧钢板的方法包括下列步骤： 
(1)制备具有包含下述组分的组成的钢坯(轧制材料)：C(0.13-0.21(wt％))、Si(0.5-2.0)、Mn(0.2-1.0)、Cr(1.0-4.0)、Ni(0.02-1.0)、Mo(0.05-0.4)、P(0-0.010)、S(0-0.003)、N(0.005-0.015)，剩余的组分包括Fe和其它不可避免的杂质； 
(2)在下列条件下粗轧制钢材料：再热炉中的提取温度为1250℃或更高；粗轧机出料侧温度是1030℃或更高；粗轧最后三道(pass)的每一次的减少率为30％或更大； 
(3)在如下条件下精轧钢材料：精轧机的出料侧温度是950℃或更高；精轧前阶段第一到第三轧机(这是采用六台轧机的情况，对于采用七台轧机的情况，是第一到第四轧机)的每一台的减少率(reductionratio)为40％或以上，由于在精轧后阶段的三台轧机使得压缩状态的累积应变为0.5或更大；和 
(4)通过空冷2-6秒然后水冷来冷却钢材料，并在550-650℃的  卷绕温度卷绕钢材料。 
由于目的是通过获得低合金贝氏体相来提高强度，所以可以通过添加Cr和Si作为主要合金元素并选择含有较少Mn和Ni的组成(图7(b))来获得其中细分散有马氏体和残余奥氏体的均匀贝氏体相，其中所述低合金贝氏体相的获得源自于在热轧后(采用热轧带钢机)的快速冷却步骤以及在预定温度条件卷绕材料步骤中采用保持温度的温度历史(图1)。 
通过添加硅来控制碳化物的沉淀以及通过形成更均匀的贝氏体相，可以以更大量残留碳密度为0.8％或更大的奥氏体。以此方式，可以获得具有提高的强度和更优异可加工性的钢板(图11)。 
通过控制热精轧温度为950℃或更高，原始奥氏体颗粒的纵横比可以控制为2.0或以下(图3)。 
为了防止轧制材料的最上面部分进入轧机的咬合故障，优选在精轧时，在第一到第五台轧机(对于采用六阶段精轧机的情况而言，而对于采用七阶段精轧机的情况而言采用第一到第六精轧机)中，和预期减少量(或者最初为预定轧制设置的减少量)相比，如需降低钢材料最上面部分的减少量，其中，和每台轧机的预期量相比，所述减少量增加10％或以下。还优选将以增加的减少量轧制的长度是5m以内，从轧制材料的最上面部分的咬合位置开始测量。 
为了防止在轧制过程中在轧制材料和转子之间发生滑动(slip)，还优选对于第一到第三精轧机，包括最后一个轧机，的每一个采用特定的高夹持力转子(high-grip roll)作为工作转子。 
我们在制备方面的试验将在下面描述，证实可以很容易通过采用上面提供的条件来获得上述的高强度钢板。 
在本发明的高强度钢板中，残余奥氏体以5％-20％的体积分数结合到贝氏体相中，使得它以7个或更多个颗粒/每10μm2的密度细分散。所以，可以为钢板提供强度和可加工性两者(两者相互对立)，并可以为钢板提供优异的抗延迟断裂性能。 
根据本发明的用于制备高强度钢板的方法，上述高强度钢板可以很容易的、可靠地制备。 
附图说明
通过下面的描述并结合附图，本发明的上述和其它目标、特征和优点将变得更加显而易见，其中： 
图1示意性示出了在本发明一种实施方案的制备过程中热轧的温度历史； 
图2是在精轧入口(a finish entrance)处切料(crop)的原始奥氏体颗粒的照片； 
图3是原始奥氏体颗粒的照片； 
图4是精轧温度和延伸率各向异性之间的关系图； 
图5是轧制方案和轧制温度的关系图，具体而言，示出了从精轧入口侧直到精轧出料侧在每台轧机中的温度变化图； 
图6是原始奥氏体颗粒的位错密度和颗粒尺寸的关系图； 
图7是剖面的典型相的照片； 
图8是剖面的相的照片，所述每个剖面都是通过用于根据本发明在组成条件和轧制条件下制备的钢板的EBSP方法获得的，亮的或者浅色部分表示残余奥氏体； 
图9是在轧制材料远端处板厚度的偏差图； 
图10是摩擦系数和减少率的关系图，具体取决于转子类型；和 
图11是强度和延展性之间的平衡图，以及延展性和残余奥氏体量的关系图。 
具体实施方案 
下面，将描述板状钢材的一种实施方案及其制备方法，所述板状钢材用于通过加工制备零件，对所述板状钢材而言，需要具有优异的可加工性和抗延迟断裂性能，同时保持1200MPa或更高的拉伸强度。 
钢板具有包含下列组分的组成：C(0.13-0.21(wt％))、Si(0.5-2.0)、Mn(0.2-1.0)、Cr(1.0-4.0)、Ni(0.02-1.0)、Mo(0.05-0.4)、P(0-0.010)、S(0-0.003)、N(0.005-0.015)，剩余的组分包括Fe和其它不可避免的杂质。 
如同本文所使用的，术语“板材”是指厚度为1.0mm-3.0mm的钢板。将在上述组成条件下制备的钢板可以主要用作车辆、消费性电设备、电子装置等的零件，而所述零件需要较高的可加工性和强度。另外，所述钢板也可以适用于用作钢管的材料。 
首先，描述钢板的组分。 
碳(C)量应该是0.13-0.21％。 
C是稳定残余奥氏体的最重要组分。如果C量小于0.13％，那么不能获得充分的稳定性，因此应该要求C量为0.13％或更大。但是，如果超过0.21％，那么焊接的部分将变得太硬并可能断裂。这种情况为将成形的板状钢材提供了某种用途限制。所以，为C量设置了上述上限。也即，通过设置C量在0.13-0.21％的范围内，已经发现可以获得符合本发明意图的复合结构。 
硅(Si)的量应该在0.5-2.0％的范围内。Si也起到稳定残余奥氏体的作用。另外，Si增强了通过固溶增强获得的强度。如果Si量是0.5％或以上，那么可以获得优选的复合结构和材料质量。更大量的Si可以增加更多残余奥氏体以及改善稳定性。但是，如果Si量超过2.0％，那么平衡强度和延展性的性质将饱和，因此考虑到降低成本，应该将Si量上限设为2.0％。 
铬(Cr)量应该在1.0-4.0％范围内。Cr可以促成形成贝氏体相，并改善待形成的钢板的强度。 
如果Cr量小于1.0％，那么铁素体量不适宜地增加，从而难以获得具有理想的较高强度的钢板。所以，Cr量应该是1.0％或更大。但是，如果超过4.0％，则可能形成马氏体相，因此使得钢板强度太高，因此导致抗延迟断裂性能不足。所以，将4.0％设为上限。 
锰(Mn)的量应该在0.2-1.0％范围内。如果Mn量小于0.2％，那么钢板的制备将很困难。所以，应该是0.2％或更大。 
为了获得更大的强度，优选尽可能多的加入Mn。但是，如果过量添加，可能趋于形成马氏体相，因而导致不能获得根据本发明的预期结构。所以，Mn量上限应该设为1.0％。 
镍(Ni)量应该是0.02-1.0％。Ni可以通过固溶增强改善钢板强度。但是，如果Ni量过分增加，那么可能形成马氏体相。而且，添加不适当会导致生产成本增加。因此，上限应该设为1.0％。 
钼(Mo)和Cr相似，可以形成贝氏体相，并改善由此形成的钢板的强度。另外，由于Mo碳化物的氢截留效应，可用于为钢板提供抗延迟断裂性能。但是，添加不适当会造成过分抑制的重结晶(unduelyrestrained recrystallization)，并导致成本增加。所以，Mo量应该设为0.05-0.40％范围内。 
为了改善可焊接性，需要减少磷(P)的量。所以，这种元素的上限应该设为0.010％。 
另外，为了改善可焊接性，需要减少硫(S)的量。所以，这种元素的上限应该设为0.003％。 
氮(N)的量应该是0.005-0.015％。和碳相似，氮可用于稳定奥氏体相。但是，它的过量存在导致可焊接性恶化。因此，该量的范围应该设为0.005-0.015％。 
经制备具有上述组成的钢坯然后在再次加热之后进行热轧，或者在铸造后立刻热轧。 
图1示意性示出了本发明一种实施方案的制备过程中的热轧温度历史，其中原始奥氏体的颗粒尺寸也已经标明。水平轴代表流逝时间，垂直轴表示温度。 
在提供热轧时，再热炉(reheating furnace)的提取温度(extractiontemperature)设为1250℃。选择这个温度以优先保证精轧后的表面温度为950℃，即使在这种高温条件下在再热炉中会发生奥氏体颗粒的一些不可避免的生长。但是，奥氏体颗粒的尺寸或者直径在下面的轧制过程中将减小。所以，需要在进入精轧机之前使原始奥氏体的颗粒尺寸降至尽可能的细。相应地，在粗轧过程中，在粗轧机的出料侧的出料侧温度为1030℃或者更高的情况下，通过将粗轧的最后三道的每一道的减少率设为30％或更大，预先将晶体颗粒尺寸减小到35微米或以下。图2示出了在粗轧后原始奥氏体的颗粒尺寸，其中所加工过的物料通过精轧前切料剪切机切割。 
对于在精轧前阶段(finish front-stage)的第一到第三台轧机(是采用六台精轧机的情况，对于采用七台精轧机的情况，是第一到第四台轧机)而言，每台轧机的减少率设为40％或更高。对于精轧后阶段(finishrear-stage)的三台轧机而言，受压状态下的累积应变设为0.5或以上，精轧机出料侧温度可靠地设为950℃或更高，从而使奥氏体颗粒尺寸等于或小于10微米。另外，在精轧之后空冷2-6秒钟，然后是水冷。卷绕温度设为550℃-650℃。在上述空冷步骤中，奥氏体颗粒的尺寸也进行控制。也即，在热轧步骤中，原始奥氏体的颗粒尺寸在启动热轧后的热循环冷却(hot run cooling)之前控制在10微米或更小，从而控制原始奥氏体颗粒的尺寸以消除加工应变。 
图3示出了使用SEM相观察法观察到的本发明钢板的原始奥氏体颗粒。原始奥氏体颗粒的平均颗粒尺寸是9.3微米，显示出是均匀的晶粒结构。长轴/短轴的平均纵横比是1.7。 
在采用低温轧制使得轧制完成温度是950℃或以下并且在精轧后阶段的三台轧机的累积应变设为0.5或以下的情况下，奥氏体颗粒变得较大(10微米或更大)，每个奥氏体颗粒的形状可能由于轧制而趋于扁平，从而导致各向异性增加。图4示出了精轧机出料侧温度(FDT)和延伸率各向异性之间的关系。如图4所示，当FDT为950℃或以下时，出现延伸率的各向异性。所述各向异性通过式子|C-L|/(C+L)/2(L是轧制方向的延伸率，C是和轧制方向垂直的方向上的延伸率)确定。从该式子得到的值越小，表明各向异性越小。 
如同本文所用的，“应变”是指如下等式中ε表示的值： 
              ε＝(h0-h1)/{(h0+h1)/2} 
其中，对于每个工作台而言(每个阶段，或者粗轧时的每一道)，钢板在入口侧的厚度h0和在出料侧的厚度h1之间的差值除以这两个厚度的平均厚度。 
如同本文所用的，“累积应变”是指由下式中εC表示的值： 
              εC＝εn+εn-1/2+εn-2/4 
其中，精轧后阶段的三个工作台的每个阶段(每道)的应变通过使用加权估算来计算(考虑了将对金属相造成的每种影响的强度)，和其中，在最后阶段(最后一道)、前阶段(前一道)和前前阶段(前-(前一道))中产生的应变各自用εn、εn-1、和εn-2表达。 
为了进行高温精轧，通过采用由于轧制加工产生的热量对钢板进行升温过程。为此，重要的是为每一后阶段轧机提供高应变轧制方案，以及将前阶段工作台的减少率设为40％或更高。如图5所示，在不管减少率如何采用相同轧制尺寸(rolling size)但是在粗轧机出口厚度存在不同的情况下，可以发现在精轧后表面温度可以变化80℃，具体取决于钢的种类。 
热轧在950℃或更高的温度完成，然后将材料空冷2-6秒钟，不经  受热轧后热循环冷却，以便降低晶体颗粒中的位错密度。在图6中，示出了奥氏体颗粒尺寸变化和位错密度变化，其中这些数据是在对于相同类型的钢改变轧制温度的情况下，在从精轧机F1到启动热循环冷却的时间段内进行计算获得的。从图中可以发现，位错密度明显受到轧制温度的影响。还可以发现，在高压轧制条件下，奥氏体颗粒尺寸在更低温度的条件下将更小，前提是加工温度等于或高于Ar3转变所需的温度。但是，在所述更低温度条件下，位错密度将更高，因此提供了具有进一步增加的各向异性的材料。另外，可以发现，尽管由于轧制后的热循环空冷使得位错密度显著下降，但是通过采用在6秒内的冷却时间可以获得有效的结果。在这种模拟模型中，将纵横比设为2.0或以下可以转变成将位错密度控制为至少2.50E+10(p/cm2)或以下(根据实际数据和模拟模型之间的对比结果，对此进行了证实)。但是，位错密度的减少导致原始奥氏体颗粒尺寸增加。为了进一步减少位错密度的上述数值并同时控制原始奥氏体颗粒尺寸为10微米或以下，要求上述轧制条件(轧制温度：950℃或更高，冷却时间：2-6秒)。 
上述模拟模型基于Yanagimoto，Morimoto等的“Iron and Steel”，卷88(2002)，No.11，数学式子的每个系数都在本申请中进行了回顾。 
卷绕温度设置为550℃-650℃范围内的值，低于550℃的温度范围可能趋于增加马氏体相，因此增加延迟断裂的可能性。另一方面，高于650℃的温度范围产生更多铁素体和珠光体，从而导致难以获得更高的强度。在图7中，示出了三种类型高强度钢板的剖面相。 
图7中所示的任一相是基于贝氏体的，其中图7(a)的照片显示的是富含马氏体的结构，图7(b)显示的是马氏体含量较低并较细的结构，图7(c)显示的是含有铁素体的结构。图7(b)显示的是根据本发明获得的结构。 
在基于贝氏体的结构中，奥氏体残留在原始奥氏体颗粒之间的每一界面处、每一群集边界(packet boundary)中和每一单元边界(blockboundary)中，即，在原始奥氏体颗粒自身的内部。通过采用贝氏体相作为母相并将转变前的原始奥氏体颗粒尺寸设为10微米或更小，残余奥氏体可以精密地、均匀地分散在母相中，使得每10μm2分散有7个或更多个颗粒尺寸极小，比如1微米或以下，的残余奥氏体颗粒。图8是根据本发明的钢板通过EBSP方法获得的每一断面结构的光学照片，  其中通过颜色区分具有体心立方相的贝氏体相和具有面心立方相的奥氏体相。亮色显示的残余奥氏体相构成了如下结构：其中颗粒尺寸为1微米或以下的7个或更多个残余奥氏体颗粒细而均匀地分散在每10μm2中。 
由于对热轧的所述控制，可以获得贝氏体相，其中细而均匀地分散有残余奥氏体颗粒。 
如果在高应变和高减少率的条件下轧制高强度薄板材料(厚度为2mm或以下)，则在轧制操作过程中可能在板顶部部分处发生咬合失效和/或在转子和已轧制材料之间发生滑动。已经发现，从轧制结果来看，在每台轧机的减少率为40％-50％、材料的TS小于1000MPa的情况下，轧制材料的最上面部分的结合性能(binding property)并不是问题。另一方面，如果使用TS大于1000MPa的材料，那么在最后一台轧机和前阶段轧机的第一到第二轧机，可能在轧制材料最上面部分处频繁发生结合失效。作为解决这个问题的手段，我们试图将转子磨光面粗糙度Ra提高到1微米(一般是0.5微米)以便提高转子摩擦系数，从而在轧制中获得0.4(通常为0.3)的摩擦系数。另外，我们已经减少了转子冷却水的流量，以便不会不适当地降低轧制材料最上面部分处的温度。但是，不能获得可靠有效的结果。相应地，如图9所示，我们已经尝试使从轧机出料侧的5m范围内的位置上轧制材料的最上面部分更薄，从而使板厚度更薄(薄量是最终预期的厚度的10％)。随后，为板材料提供了直到预期板厚度的斜坡。 
结果，结合失效显著降低(发生率：0％)。另外，将从精轧前阶段轧机到位于精轧最后一台轧机之前的轧机范围内采用的设定减少量，设置成通过为其增加预期设置值的10％或更少来获得的值。减少设置时间(reduction setting time)被设定为从板材的最上面部分的咬合部位进入轧机的两秒内。 
就轧机和已轧制材料在轧制过程中的滑动而言，如果在高温高压条件、最终板厚度设为小于2mm的条件下轧制TS大于1000MPa的材料，那么可能在最后一台轧机和位于该最后一台轧机紧前方的轧机处发生滑动。作为这种情况的一种现象，在轧制过程中产生金属声音，发生滑动时轧机的轧制载荷显著下降到50％左右。然后，转子空转，轧制的板不能前行。此时，当将转子从每台轧机中拉出并测量该转子的轧制粗糙度Ra时，测量值小于0.1微米，表明是其中已轧制材料和转子可能互相滑动的状态。为了解决这种情况，我们已经采用特定的高夹持力转子。结果，可以完全避免滑动的发生。转子都是通过在转子的整个表面上均匀分散微碳化物颗粒(颗粒尺寸：小于1微米)而形成的。这些碳化物颗粒可以用作钉齿(spike)，由硬的基础材料支撑。另外，即使所述微碳化物从表面磨损掉，但是微氧化物颗粒会连续从下面显现出来，从而维持稳定的摩擦系数，从而防止滑动的发生。如图10所示，和公知转子相比，由于轧制过程的摩擦系数变化保持在更合适的范围(大约0.3)。
图11示出了通过图1所示制备方法制备的热轧钢板中残余奥氏体的体积分数(VY)和通过拉伸测试获得的数据之间的关系图。图11(a)示出了体积分数VY和(拉伸强度×延伸率)的关系图。图11(b)示出了体积分数VY和延伸率之间的关系。从图中可以发现，在残余奥氏体的体积分数为5-20％范围内，随着体积分数VY增加，拉伸强度×延伸率的数据以及延伸率本身都提高。和该数据对应的金属相可以认为是图7(b)所示的较低马氏体含量的细贝氏体相。 
本发明基于上述经验。 
实施例
后面，将描述本发明的实施例。 
通过使用锻造方法或者连续铸造方法，由具有表1中所示每种化学组成的熔融钢制备钢坯材料(轧制材料)。随后，将这些钢坯材料再次加热并进行热轧，从而分别获得热轧钢板。表2示出了热轧的各自条件和材料性能。 
表1-化学组成(％) 
Figure DEST_PATH_G200810092245601D00011
就表1中所示的钢类型而言，A、B、C表示根据本发明制备的钢板，而D、E、F、G、H作为对比实施例。 
作为一个对比实施例的钢类型D含有明显较低的Si，过量富含Ni，所以偏离了本发明的优选范围。 
钢类型E含有明显较低的Si，因此也偏离本发明限定的范围。 
钢类型F和G含有较少C，因而偏离本发明的优选范围，钢类型I具有高得不适当的C，因此也偏离本发明的所需范围。钢类型H富含过量Cr，因而偏离本发明的优选范围。 
                     表2-实施例 
表2中1-6号是其中各自满足本发明优选范围的表1中的钢类型A、B、C在各种条件进行轧制的实施例。 
1号是通过采用含有0.51％Si的钢类型A并通过采用655℃的热轧卷绕温度制备的。在这种情况下，TS(拉伸强度)×EL(延伸率)的数据是相当优选的，但是拉伸强度是778MPa，这低的让人不满意。 
2号是通过采用钢类型A并采用630℃的热轧卷绕温度制备的。这  个实施例显示出1200MPa的拉伸强度和13％的延伸率，因此显示出优异的性能。 
3号是通过采用含有1.00％Si的钢类型B并通过采用595℃的热轧卷绕温度制备的。如表2所示，这个实施例在强度和延伸率上都很优异。另外，和2号实施例相比，这个实施例在强度和延伸率两种性能上都改善。 
4号和5号是在热轧过程中减少率条件不令人满意的情况下制备，因此这些实施例显示出负性的(negative)延迟断裂，但满足强度和延伸率。 
6号是通过采用含有1.44％Si的钢类型C并通过采用610℃的热轧卷绕温度制备的。这个实施例在强度和延伸率两种性能上都很优异，并在强度和延伸率两种性能上都优于3号实施例。 
7号-12号是通过热轧制备的，分别采用偏离本发明所用理想组成范围的对比实施例的钢类型。 
7号是采用含有较少Si和较多Ni的钢类型D通过轧制制备的。这个对比实施例在点焊性能(S/W性能)和延迟断裂性能上都不足。 
8号是通过使用含有较少SI的钢类型E制备的，因此强度不足，并且强度/延展性的平衡差。 
9号和10号是通过分别采用都含有较少C的钢类型F和G制备的，因此显示出低得不适当的强度，并且强度/延展性的平衡差。 
11号和12号是通过采用都含有过分多的C的钢类型H和I制备的，因此显示出适当的较高强度并且强度/延展性具有很好的平衡。但是，这些对比实施例的点焊性能和延迟断裂性能不足。 
在沿着每个钢板的轧制方向切开的剖面磨光并将磨光表面进行硝酸乙醇溶液腐蚀(nital corrosion)后，采用光学显微镜观察来测量铁素体颗粒的体积分数。测量也采用了市售图像分析仪。 
在沿着每个钢板的轧制方向切开的剖面磨光然后采用液体(通过将4％的苦味酸-醇和2％的焦磷酸钠以1∶1混合制备)腐蚀磨光表面后，采用光学显微镜对指向板厚度方向1/4处的位置进行观察，在图像分析过程中用白色表示马氏体相，通过测量马氏体相来获得马氏体的体积分数。 
通过采用X射线衍射测量残余奥氏体，采用的是Cu的Kα线。体  积分数确定为残余奥氏体的体积分数的平均值，所述残余奥氏体的体积分数由如下获得的数据组合进行计算：在对指向板厚度方向的1/2t的位置进行电解抛光后，分别测量奥氏体相的(200)、(220)和(311)面的积分强度和铁素体相的(200)、(211)面的积分强度。 
通过将每个试样进行拉伸测试来测量拉伸性能(拉伸强度(TS)和延伸率(EL))，其中每个试样都形成JIS No.5测试件的形状。 
如下评价延迟断裂性能：在经过拉伸测试的中心部分(其上已经加载了8％或更多的应变)形成直径10mm、余隙(clearance)12.2％的冲孔之后，将每个试样浸入1N盐酸溶液中预定时间，进行观察。 
如上所述，通过实施例制备的高强度钢板以较低合金组成显示出高强度和高延展性性能，适用作制备车辆结构的部件。 
例如，本发明的高强度钢板可以用作相当优选的材料，比如车辆的中心柱，所述中心柱需要具有相当优异的性能，包括用于支撑车门和防止碰撞等时变形的足量拉伸强度、用于压模成型的可弯曲性、可深拉性、用于形成用于相关设备的连接孔的扩孔能力、和用于将该材料焊接到另一车部件上的可焊接性。 
虽然以一定程度的特定性以其优选实施方案描述了本发明，但是显而易见可以有许多改变和变化。所以，应该理解，在不偏离本发明的范围和精神下，本发明可以以不同于本文具体描述的方式进行实施。 

Claims (6)

1.高强度热轧钢板，包含：体积分数为5％-20％的残余奥氏体相，体积分数为0％-10％的马氏体相，和剩余体积分数的贝氏体相，其中残余奥氏体颗粒的颗粒尺寸是1微米或更小，残余奥氏体颗粒以7个或更多个颗粒/10μm2的密度分散；并且所述高强度热轧钢板具有包含如下的组成：C(0.13-0.21(wt％))、Si(0.5-2.0)、Mn(0.2-1.0)、Cr(1.0-4.0)、Ni(0.02-1.0)、Mo(0.05-0.4)、P(0-0.010)、S(0-0.003)、N(0.005-0.015)，剩余的组分包括Fe和其它不可避免的杂质。
2.根据权利要求1的高强度热轧钢板，其中原始奥氏体颗粒的颗粒尺寸是10微米或更小，原始奥氏体颗粒的平均纵横比是2.0或更小。
3.根据权利要求1-2任一的高强度热轧钢板，所述钢板具有1.0-3.0mm的板厚度，和1200MPa或更大的拉伸强度。
4.用于制备高强度热轧钢板的方法，包括如下步骤：
制备具有包含如下组分的组成的钢材料：C(0.13-0.21(wt％))、Si(0.5-2.0)、Mn(0.2-1.0)、Cr(1.0-4.0)、Ni(0.02-1.0)、Mo(0.05-0.4)、P(0-0.010)、S(0-0.003)、N(0.005-0.015)，剩余的组分包括Fe和其它不可避免的杂质；
在如下条件下粗轧所述钢材料：再热炉中的提取温度为1250℃或更高；粗轧机出料侧温度是1030℃或更高；粗轧最后三道的每一道的减少率为30％或更大；
在如下条件下精轧钢材料：精轧机的出料侧温度是950℃或更高；在精轧前阶段每台轧机的减少率为40％或以上，由于在精轧后阶段的三台轧机的减少而造成的累积应变为0.5或更大；和
通过空冷2-6秒然后水冷来冷却钢材料，并在550-650℃的卷绕温度卷绕钢材料。
5.根据权利要求4的制备高强度热轧钢板的方法，其中，在精轧时，在不同于最后阶段的轧机的一台或多台轧机中，将钢材料的最上面部分的减少量设置成大于预期减少量，其中所述最上面部分的减少量设置为增加了小于所述轧机的所述预期减少量的10％的值，和其中，将以增加的减少量轧制的长度是在从所述钢材料的所述最上面部分的咬合部位开始测量的5m内，随后，将所述减少量返回到所述预期减少量。
6.根据权利要求4或5的制备高强度热轧钢板的方法，其中在高夹持力转子的表面上分散有微碳化物颗粒的高夹持力转子用作每台精轧后阶段轧机，包括最后一台轧机，的工作转子。
CN2008100922456A 2007-04-17 2008-04-17 高强度热轧钢板及其制备方法 Active CN101319295B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2007-108759 2007-04-17
JP2007108759 2007-04-17
JP2007108759A JP5214905B2 (ja) 2007-04-17 2007-04-17 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN101319295A CN101319295A (zh) 2008-12-10
CN101319295B true CN101319295B (zh) 2012-05-30

Family

ID=39766955

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN2008100922456A Active CN101319295B (zh) 2007-04-17 2008-04-17 高强度热轧钢板及其制备方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US20090223609A1 (zh)
EP (1) EP1990430B1 (zh)
JP (1) JP5214905B2 (zh)
KR (1) KR101446354B1 (zh)
CN (1) CN101319295B (zh)

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9273370B2 (en) 2010-07-28 2016-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same
MX338997B (es) * 2011-03-28 2016-05-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero laminada en frio y metodo de produccion de la misma.
ES2662384T3 (es) 2011-04-13 2018-04-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Acero laminado en caliente para nitrocarburación gaseosa y método de fabricación del mismo
EP2698444B1 (en) * 2011-04-13 2017-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN103562427B (zh) 2011-05-25 2016-10-12 新日铁住金株式会社 热轧钢板及其制造方法
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP2690183B1 (de) 2012-07-27 2017-06-28 ThyssenKrupp Steel Europe AG Warmgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
BR112015024854B1 (pt) 2013-05-14 2020-03-10 Nippon Steel Corporation Chapa de aço laminada a quente e método para sua produção
CN103320693B (zh) * 2013-06-19 2015-11-18 宝山钢铁股份有限公司 抗锌致裂纹钢板及其制造方法
WO2016079565A1 (en) * 2014-11-18 2016-05-26 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel product and steel product thereby obtained
CN112313352B (zh) * 2018-06-29 2023-06-27 东洋钢钣株式会社 热轧钢板、高强度冷轧钢板及它们的制造方法
KR102164078B1 (ko) * 2018-12-18 2020-10-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP7226458B2 (ja) * 2020-01-23 2023-02-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
CN111621624B (zh) * 2020-05-11 2021-10-22 北京交通大学 提高中锰钢耐氢致延迟断裂性能的工艺方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1682166A (zh) * 2002-09-19 2005-10-12 本田技研工业株式会社 零部件订货量计算设备

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6043425A (ja) 1983-08-15 1985-03-08 Nippon Kokan Kk <Nkk> 熱延高強度高加工性複合組織鋼板の製造方法
JPS60184664A (ja) * 1984-02-29 1985-09-20 Nippon Steel Corp 安定な残留オ−ステナイトを含む高延性高張力鋼
DE3851371T3 (de) * 1987-06-03 2004-04-29 Nippon Steel Corp. Warmgewalztes hochfestes Stahlblech mit ausgezeichneter Umformbarkeit.
JP2853762B2 (ja) 1991-05-30 1999-02-03 新日本製鐵株式会社 成形性又は成形性とスポット溶接性に優れた高降伏比型熱延高強度鋼板
JP3247908B2 (ja) 1992-11-05 2002-01-21 川崎製鉄株式会社 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US6319338B1 (en) * 1996-11-28 2001-11-20 Nippon Steel Corporation High-strength steel plate having high dynamic deformation resistance and method of manufacturing the same
JP3540134B2 (ja) * 1997-09-04 2004-07-07 株式会社神戸製鋼所 高強度熱延鋼板及びその製造方法
US6159312A (en) * 1997-12-19 2000-12-12 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength triple phase steels with excellent cryogenic temperature toughness
JP3540166B2 (ja) * 1998-08-03 2004-07-07 株式会社神戸製鋼所 プレス成形性に優れた高強度熱延鋼板
DE19911287C1 (de) * 1999-03-13 2000-08-31 Thyssenkrupp Stahl Ag Verfahren zum Erzeugen eines Warmbandes
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2004106571A1 (ja) * 2003-05-27 2004-12-09 Nippon Steel Corporation 成形加工後の耐遅れ破壊性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法、並びに、高強度薄鋼板により作製された自動車用強度部品
JP4102273B2 (ja) * 2003-08-29 2008-06-18 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高張力鋼板の製造方法
US7981224B2 (en) * 2003-12-18 2011-07-19 Nippon Steel Corporation Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP4288364B2 (ja) * 2004-12-21 2009-07-01 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板
EP1749895A1 (fr) * 2005-08-04 2007-02-07 ARCELOR France Procédé de fabrication de tôles d'acier présentant une haute résistance et une excellente ductilité, et tôles ainsi produites
KR100811536B1 (ko) 2005-10-14 2008-03-07 엘지전자 주식회사 향상된 효율의 서스테인 구동회로를 포함하는 플라즈마디스플레이 패널의 구동 장치

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1682166A (zh) * 2002-09-19 2005-10-12 本田技研工业株式会社 零部件订货量计算设备

Also Published As

Publication number Publication date
JP2008266695A (ja) 2008-11-06
JP5214905B2 (ja) 2013-06-19
KR101446354B1 (ko) 2014-10-01
EP1990430A1 (en) 2008-11-12
EP1990430B1 (en) 2011-06-15
CN101319295A (zh) 2008-12-10
US20090223609A1 (en) 2009-09-10
KR20080093883A (ko) 2008-10-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101319295B (zh) 高强度热轧钢板及其制备方法
JP4324072B2 (ja) 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法
EP1734143B1 (en) Ferritic stainless steel sheet excellent in formability and method for production thereof
JP5610103B2 (ja) 複合組織鋼板およびその製造方法
US7754030B2 (en) High strength steel sheet and method for production thereof
CA2841056C (en) Method for producing cold-rolled steel sheet
US20090314395A1 (en) High strength thin-gauge steel sheet excellent in elongation and hole expandability and method of production of same
JP4837426B2 (ja) バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法
CN115161552B (zh) 一种具有高耐候性能的高强度热轧带钢及其制造方法
JP5339765B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2007224416A (ja) 深絞り性と延性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法、およびその冷延鋼板を用いた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
TW201839151A (zh) 高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
US20060225820A1 (en) Ferritic stainless steel sheet excellent in formability and method for production thereof
JP4848722B2 (ja) 加工性に優れた超高強度冷延鋼板の製造方法
WO2022102218A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
JP4280202B2 (ja) 焼き入れ性と伸びフランジ性の優れた高炭素鋼板
JP3870840B2 (ja) 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
CN114381580B (zh) 一种高耐蚀耐候钢的罩式退火工艺及制造方法
CN115386807B (zh) 铁素体不锈钢热轧中板及其制备方法
JP2005290555A (ja) 被削性および靭性に優れた鋼板およびその製造方法
KR20240075837A (ko) 베이나이트강 및 이의 제조 방법
CN118159678A (zh) 经冷轧和热处理的钢板及其制造方法
KR20240075880A (ko) 냉연 열처리 강판 및 그 제조 방법
JP4325228B2 (ja) 深絞り成形性と歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
CN116219275A (zh) Ti系450MPa级建筑结构用抗震耐候钢板及其制备方法

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