CN102918173A - 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102918173A
CN102918173A CN2011800270715A CN201180027071A CN102918173A CN 102918173 A CN102918173 A CN 102918173A CN 2011800270715 A CN2011800270715 A CN 2011800270715A CN 201180027071 A CN201180027071 A CN 201180027071A CN 102918173 A CN102918173 A CN 102918173A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
steel sheet
high tensile
contain
hot rolled
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.)
Granted
Application number
CN2011800270715A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102918173B (zh
Inventor
中村展之
斋藤勇人
中岛胜己
船川义正
森安永明
村田贵幸
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.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK 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 NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN102918173A publication Critical patent/CN102918173A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102918173B publication Critical patent/CN102918173B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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
    • C21D8/04—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
    • C21D8/0447—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 heat treatment
    • C21D8/0463—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 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
    • 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
    • C22C38/001—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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations

Landscapes

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

Abstract

本发明提供拉伸强度为780MPa以上且兼具优良的延伸凸缘性和优良的耐疲劳特性的高强度热轧钢板。将含有C：0.05～0.15%、Si：0.2～1.2%、Mn：1.0～2.0%、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Ti：0.05～0.15%、Al：0.005～0.10%、N：0.007%以下的组成的钢原材加热至1150～1350℃以下后在850～950℃的终轧温度下结束来实施热轧，该热轧结束后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至530℃，接着，以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至卷取温度：300~500℃，并在该卷取温度下进行卷取。由此，得到含有0.02%以上的固溶Ti、具有平均粒径为5μm以下、优选大于3.0μm的贝氏体相单相的组织或者具有由以面积率计为90%以上的该贝氏体相和该贝氏体相以外的、平均粒径为3μm以下的第二相构成的组织且兼具延伸凸缘性和耐疲劳特性的拉伸强度为780MPa以上的高强度热轧钢板。

Description

延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适于汽车的结构部件、卡车的车架等的高强度热轧钢板，特别是涉及延伸凸缘性和耐疲劳特性的提高。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，提高汽车的燃料效率已成为重要的课题。因此，使所使用的材料高强度化、实现构件的薄壁化、使车身本身轻量化的动向活跃。以往，作为汽车部件用钢板，使用拉伸强度为440MPa级、540MPa级的各种热轧钢板，但是最近，对780MPa级以上的高强度热轧钢板的期望日益增高。另一方面，伴随钢板的高强度化，一般而言，成形性会降低。因此，对于作为汽车部件用钢板所要求的延伸凸缘性(也称为扩孔性)的提高进行了各种研究。
例如专利文献1中记载了一种高强度热轧钢板的制造方法，其中，将含有C：0.05~0.15%、Si：1.50%以下，Mn：0.5~2.5%、P：0.035%以下，S：0.01%以下，Al：0.02~0.15%、Ti：0.05~0.2%的钢坯在Ar3相变点以上的终轧温度下进行热轧后，以30℃/秒以上的冷却速度冷却至400~550℃的温度范围并卷取成卷状，将卷取后的卷材以50~400℃/小时的平均冷却速度冷却至300℃以下，得到包含含有60~95体积%的贝氏体、以及铁素体或者铁素体和马氏体的组织的热轧钢板。根据专利文献1中记载的技术，可以得到板厚约为2mm、具有780MPa以上的拉伸强度、扩孔率为60%以上的扩孔加工性优良的高强度热轧钢板。
另外，专利文献2中记载了一种高强度热轧钢板，其中，包含下述组成、铁素体和第二相，所述组成中，含有C：0.03~0.25%、Si：2.0%以下，Mn：2.0%以下，P：0.1%以下、S：0.007%以下、Al：0.07%以下、Cr：1.0%以下，且满足{(Si+20P)/(Mn+Cr)}为0.6~1.5，第二相的硬度Hv为200~600，第二相的体积率为5~40%，第二相的粒径为25μm以下，并且满足铁素体的硬度与体积率之积和第二相的硬度与体积率之积的和为特定范围的关系。根据专利文献2中记载的技术，可以得到疲劳强度和延伸凸缘性均优良的大于490MPa的高强度热轧钢板。
另外，专利文献3中记载了一种具有780MPa以上的拉伸强度的高强度热轧钢板的制造方法，其中，将含有C：0.04~0.15%、Si：0.05~1.5%、Mn：0.5~2.0%、P：0.06%以下、S：0.005%以下、Al：0.10%以下、Ti：0.05~0.20%的钢片在800~1000℃的终轧温度下进行热轧后，以55℃/秒以上的冷却速度进行冷却，接着在500℃以下的温度范围内以120℃/秒以上的冷却速度在泡核沸腾冷却的条件下进行冷却，并在350~500℃下进行卷取。根据专利文献3中记载的技术，可以得到具有由大于95%的贝氏体和不可避免地生成的小于5%的其他相构成的组织、加工后的延伸凸缘性优良、钢板内的材质变动稳定维持在较小且具有780MPa以上的拉伸强度的高强度热轧钢板。
另外，专利文献4中记载了一种延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其中，将含有C：0.05~0.30%、Si：1.0%以下、Mn：1.5~3.5%、P：0.02%以下、S：0.005%以下、Al：0.150%以下、N：0.0200%以下并且含有Nb：0.003~0.20%、Ti：0.005~0.20%中的任意一种或两种的钢坯加热至1200℃以下后，实施终轧开始温度设定为950~1050℃、终轧结束温度设定为800℃以上的热轧，在轧制结束后2秒以内开始冷却，以20~150℃/秒的平均冷却速度连续冷却至卷取温度，并在300~550℃下进行卷取。通过专利文献4中记载的技术制造的热轧钢板，具有拉伸强度为780MPa以上的高强度，具有以平均粒径为3.0μm以下的微细贝氏体作为主体的组织，该组织无混晶且不存在粒径大于10μm的粗大晶粒，因此延伸凸缘性优良。
另外，专利文献5中记载了一种加工性优良的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，将含有C：0.05~0.20%、Si：0.05~0.50%、Mn：1.0~3.5%、P：0.05%以下、S：0.01%以下、Nb：0.005~0.30%、Ti：0.001~0.100%、Cr：0.01~1.0%、Al：0.1%以下并且以满足0.05≤(%Si+%P)/(%Cr+%Ti+%Nb+%Mn)≤0.5的关系的方式含有的钢坯进行铸造后，立即加热至1100~1300℃或者先冷却后再加热至1100~1300℃，然后，将终轧结束温度设定为950~800℃来进行热轧，在轧制结束后0.5秒以内开始冷却，以30℃/秒以上的冷却速度进行冷却，并在500~300℃下进行卷取。通过专利文献5中记载的技术制造的热轧钢板具有拉伸强度为980MPa以上的高强度，具有以体积百分率计60%以上且小于90%的贝氏体作为主相且以珠光体、铁素体、残余奥氏体、马氏体中的至少一种作为第二相的组织，而且具有贝氏体相的平均粒径小于4μm的组织，从而使加工性优良。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-274318号公报
专利文献2：日本特开平4-329848号公报
专利文献3：日本特开2009-280900号公报
专利文献4：日本特开2000-109951号公报
专利文献5：日本特开2000-282175号公报
发明内容
发明所要解决的问题
专利文献1记载的技术中，通过减少P在铁素体晶界的偏析而提高韧性，即，通过降低脆性转变温度而提高延伸凸缘性。但是，对于专利文献1记载的技术而言，在不含铁素体时或者铁素体极少时，存在延伸凸缘性的提高极为困难的问题。另外，对于专利文献2记载的技术而言，由于含有60%以上软质的铁素体相，因此，无法稳定地确保应对最近的780MPa以上这样的高强度化要求的高强度，存在钢板强度不足的问题。另外，对于专利文献3记载的技术而言，虽然能够确保拉伸强度为780MPa以上的高强度，但贝氏体相的组织控制不充分，因此，存在尚不具备作为汽车部件用钢板的充分的耐疲劳特性的问题。
另外，对于专利文献4记载的技术而言，虽然可以得到极其微细的贝氏体组织，但在钢坯加热中会以未固溶状态残留有Nb、Ti，因此，无法充分确保固溶Ti、Nb量，从而有时会使耐疲劳特性不足。另外，对于专利文献5记载的技术而言，至少存在大于10%的贝氏体相以外的组织，因此，组织的均匀化不充分，从而有时会使延伸凸缘性不足。
本发明的目的在于解决上述现有技术的问题，并且提供具有拉伸强度为780MPa以上的高强度、并且兼具优良的延伸凸缘性和优良的耐疲劳特性的高强度热轧钢板。
用于解决问题的方法
为了达到上述目的，本发明人对在维持拉伸强度为780MPa以上的高强度的状态下给延伸凸缘性和疲劳特性带来影响的各种要素进行了深入研究。结果，新发现了：通过在形成平均粒径为5μm以下的微细的贝氏体相的单相组织或者形成以上述微细的贝氏体相作为主相且分散有平均粒径为3μm以下的微细的珠光体、马氏体、残余奥氏体中的任意一种或它们的混合物作为第二相的组织的基础上残留0.02%以上的固溶Ti，能够在维持拉伸强度为780MPa以上的高强度的状态下显著提高延伸凸缘性以及耐疲劳特性。
对于通过在形成微细的贝氏体相的基础上存在固溶Ti来提高延伸凸缘性以及耐疲劳特性的机制目前还不明确，但本发明人认为如下。
通过存在预定量以上的固溶Ti，在进行延伸凸缘加工时产生的裂纹的前端或者疲劳裂纹的前端的应力或应变集中的区域，通过应力诱发或应变诱发而容易形成TiC或Ti与C的团簇，通过它们的形成而使裂纹的发展受到抑制。由此显著提高延伸凸缘性以及耐疲劳特性。
本发明基于上述见解并进一步进行研究而完成。即，本发明的要旨如下。
(1)一种具有延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的特征的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量%计含有C：0.05~0.15%、Si：0.2~1.2%、Mn：1.0~2.0%、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Ti：0.05~0.15%、Al：0.005~0.10%、N：0.007%以下，固溶Ti为0.02%以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有由平均粒径为5μm以下的贝氏体相单相构成的组织。
(2)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替上述平均粒径为5μm以下，使平均粒径为大于3.0μm且在5μm以下。
(3)如(1)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替上述由贝氏体相单相构成的组织，具有如下组织：由以相对于组织整体的面积率计为90%以上的贝氏体相和该贝氏体相以外的第二相构成，且上述贝氏体相的平均粒径为5μm以下，上述第二相的平均粒径为3μm以下。
(4)如(3)所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替上述贝氏体相的平均粒径为5μm以下，使上述贝氏体相的平均粒径为大于3.0μm且在5μm以下。
(5)如(1)~(4)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有Sb：0.001~0.020%。
(6)如(1)~(5)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上。
(7)如(1)~(6)中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种。
(8)一种延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，
在对钢原材实施热轧而制成热轧板时，
进行将上述钢原材加热至1150~1350℃后在850~950℃的终轧温度下结束上述热轧的热轧，
该热轧结束后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至530℃，接着，以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至卷取温度：300~500℃，并在该卷取温度下进行卷取，其中，
所述钢原材具有如下组成：以质量%计含有C：0.05~0.15%、Si：0.2~1.2%、Mn：1.0~2.0%、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Ti：0.05~0.15%、Al：0.005~0.10%、N：0.007%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
(9)如(8)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，代替将上述钢原材加热至1150~1350℃后在850~950℃的终轧温度下结束上述热轧的热轧，进行将上述钢原材加热至大于1200℃且在1350℃以下后在大于900℃且在950℃以下的终轧温度下结束上述热轧的热轧。
(10)如(8)或(9)所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有Sb：0.001~0.020%。
(11)如(8)~(10)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上。
(12)如(8)~(11)中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在上述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种。
发明效果
根据本发明，能够容易地制造在维持拉伸强度为780MPa以上的高强度的状态下使延伸凸缘性以及耐疲劳特性得到提高的热轧钢板，可以在产业上发挥显著的效果。另外，若将本发明的高强度热轧钢板应用于汽车的结构部件、卡车的车架等，则能够在确保安全性的同时减轻车身重量，从而还具有能够减轻环境负荷的效果。
具体实施方式
首先，对本发明钢板的组成限定的理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量%简记为%。
C：0.05~0.15%
C是增加钢的强度并且促进贝氏体的生成的元素，另外，C与Ti结合而形成Ti的碳化物，从而也有助于析出强化。为了得到这样的效果，需要含有0.05%以上。另一方面，含量大于0.15%时，焊接性降低。因此，C限定为0.05~0.15%的范围。另外，优选为0.07~0.12%。
Si：0.2~1.2%
Si是通过固溶而有助于增加钢的强度的元素，为了得到这样的效果，需要含有0.2%以上。另一方面，含量超过1.2%时，会使钢板的表面性状显著下降，从而导致化学转化处理性、耐腐蚀性降低。因此，Si限定为0.2~1.2%的范围。另外，优选为0.3~0.9%。
Mn：1.0~2.0%
Mn是通过固溶而增加钢的强度、并且通过提高淬透性而促进贝氏体的生成的元素。为了得到这样的效果，需要含有1.0%以上。另一方面，含量超过2.0%时，会助长中心偏析而使钢板的成形性降低。因此，Mn限定为1.0~2.0%的范围。另外，优选为1.2~1.8%。
P：0.04%以下
P具有通过固溶而增加钢的强度的作用，但会在晶界、特别是原奥氏体晶界处偏析，从而导致低温韧性、加工性降低。因此，本发明中优选尽可能减少P，但可以容许含有0.04%以下。另外，优选为0.03%以下。
S：0.005%以下
S与Mn、Ti结合而形成硫化物，从而使钢板的加工性降低。因此，优选尽可能减少S，但可以容许含有0.005%以下。另外，优选为0.003%以下，进一步优选为0.001%以下。
Ti：0.05~0.15%、固溶Ti：0.02%以上
Ti是形成碳化物并通过析出强化而有助于增加钢的强度的元素。另外，Ti也有助于奥氏体晶粒的微细化，最终使得到的钢板组织微细化，从而有助于提高延伸凸缘性、耐疲劳特性。为了得到这样的效果，需要含有0.05%以上。另一方面，大于0.15%而过量含有时，上述效果饱和，并且导致粗大析出物增加，从而导致扩孔加工性、耐疲劳特性降低。因此，Ti限定为0.05~0.15%的范围。另外，优选为0.06~0.12%。
另外，通过使添加的Ti的一部分以固溶Ti的形式存在0.02%以上，可以期待进一步提高延伸凸缘性、耐疲劳特性。认为通过存在预定量以上的固溶Ti，在进行延伸凸缘加工时产生的裂纹的前端或者疲劳裂纹的前端的应力或应变集中的区域，通过应力诱发或应变诱发而容易形成TiC或Ti与C的团簇，通过它们的形成而使裂纹的发展受到抑制。
为了稳定地确保0.02%以上的固溶Ti，优选在含有0.05%以上的Ti的基础上将以与C含量的关系表示的(Ti/48)/(C/12)调节至0.15以上的范围。在此，Ti、C为各自的含量(质量%)。C相对于Ti过多而使(Ti/48)/(C/12)小于0.15时，Ti容易以TiC的形式析出，从而难以确保固溶Ti。因此，优选使(Ti/48)/(C/12)为0.15以上。另外，C相对于Ti过少而使(Ti/48)/(C/12)大于0.60时，虽然容易确保固溶Ti，但固溶C减少，使贝氏体相的强度降低，从而难以确保期望的强度，因此，更优选(Ti/48)/(C/12)为0.15~0.60，进一步优选(Ti/48)/(C/12)为0.18~0.35。
另外，固溶Ti小于0.02%时，抑制加工时产生的裂纹、疲劳裂纹的发展的效果减小，无法期待期望的延伸凸缘性、耐疲劳特性的提高。另外，固溶Ti大于0.10%而大量存在时，淬透性变得过大，容易生成马氏体相，从而使加工性降低，因此，优选使固溶Ti为0.10%以下。
Al：0.005~0.10%
Al是作为脱氧剂发挥作用、并对提高钢的洁净度有效的元素。为了得到这样的效果，需要含有0.005%以上。另一方面，大于0.10%而大量含有时，会导致氧化物系夹杂物显著增加，从而成为产生钢板缺陷的原因。因此，Al限定为0.005~0.10%的范围。另外，优选为0.03~0.07%。
N：0.007%以下
N与Ti等氮化物形成元素结合而以氮化物形式析出，特别是容易与Ti在高温下结合而产生粗大的氮化物，在延伸凸缘加工时、疲劳试验时容易成为裂纹的起点，在本发明中优选尽可能地减少。因此，本发明中，N限定为0.007%以下。另外，优选为0.005%以下，更优选为0.003%以下。
上述的成分为基本成分，在这些基本成分的基础上，还可以根据需要含有Sb：0.001~0.020%；和/或选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上；和/或选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种作为任选元素。
Sb：0.001~0.020%
Sb是在进行用于热轧的加热时具有在表层富集的倾向的元素，其抑制在表面附近生成Si、Mn等的氧化物，改善钢板的表面性状，抑制自表面生成疲劳裂纹，从而有助于提高耐疲劳特性。为了得到这样的效果，需要含有0.001%以上，即使含量大于0.020%，效果也会饱和，在经济上变得不利。因此，在含有的情况下，优选Sb限定为0.001~0.020%的范围，另外，更优选为0.003~0.010%。
选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上
Cu、Ni、Mo、Cr、B、Nb、V均为有助于钢板的高强度化的元素，可以根据需要选择性地含有。
Cu通过固溶而增加钢的强度，并且通过提高淬透性而使贝氏体相容易形成。为了得到这样的效果，优选含有0.05%以上，但含量大于0.20%时，会导致表面性状降低。因此，在含有的情况下，优选Cu限定为0.05~0.20%的范围。
Ni通过固溶而增加钢的强度，并且通过提高淬透性而使贝氏体相容易形成。为了得到这样的效果，优选含有0.05%以上，但含量大于0.50%时，容易生成马氏体相，从而使加工性降低。因此，在含有的情况下，优选Ni限定为0.05~0.50%的范围。
Mo通过由碳化物的形成产生的析出强化、淬透性的提高而增加钢的强度，并且使贝氏体相容易形成而提高延伸凸缘性、耐疲劳特性。为了得到这样的效果，优选含有0.05%以上，但含量大于0.50%时，容易生成马氏体相，从而使加工性降低。因此，在含有的情况下，优选Mo限定为0.05~0.50%的范围。
Cr通过提高淬透性而增加钢的强度，并且使贝氏体相容易形成，从而提高延伸凸缘性、耐疲劳特性。为了得到这样的效果，优选含有0.05%以上，但含量大于0.50%时，容易生成马氏体相，从而使加工性降低。因此，在含有的情况下，优选Cr限定为0.05~0.50%的范围。
B是在奥氏体(γ)晶界处偏析而抑制铁素体自晶界生成和生长、并且通过提高淬透性而有助于增加钢的强度的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.0005%以上，但含量大于0.0050%时，加工性降低。因此，在含有的情况下，优选B限定为0.0005~0.0050%的范围。
Nb是通过形成碳化物或氮化物而有助于增加钢的强度的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01%以上，但含量大于0.10%时，会使延展性、扩孔加工性降低。因此，在含有的情况下，优选Nb限定为0.01~0.10%的范围。
V是通过形成碳化物或氮化物而有助于增加钢的强度的元素。为了得到这样的效果，优选含有0.01%以上，但含量大于0.20%时，会使延展性、扩孔加工性降低。因此，在含有的情况下，优选V限定为0.01~0.20%的范围。
选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种
Ca、REM均为具有将硫化物的形态控制为球形而提高延伸凸缘性的作用的元素，可以根据需要含有。为了得到这样的效果，优选各自含有Ca：0.0001%以上、REM：0.0005%以上，但是大于Ca：0.0050%、REM：0.0100%而大量含有时，会导致夹杂物等增加，从而容易较多地产生表面缺陷、内部缺陷。因此，在含有的情况下，优选Ca、REM各自限定为Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%的范围。
除上述成分以外的余量为Fe和不可避免的杂质。
接下来，对本发明钢板的组织的限定理由进行说明。
本发明钢板的组织具有微细的贝氏体相单相。或者代替贝氏体单相组织，优选具有以相对于组织整体的面积率计为90%以上的微细的贝氏体相作为主相、且由主相和微细的第二相构成的组织。本发明中所称的微细的贝氏体相是指平均粒径为5μm以下的贝氏体相。另外，优选贝氏体相的平均粒径为大于3.0μm且在5μm以下。由此，能够制成兼具拉伸强度为780MPa以上的高强度和延伸凸缘性、耐疲劳特性的热轧钢板。
在由主相和第二相构成的组织的情况下，作为主相的微细的贝氏体相小于90%时，无法稳定地确保期望的高强度和良好的延伸凸缘性。另外，贝氏体相的平均粒径增大而超过5μm时，无法兼具优良的延伸凸缘性和优良的耐疲劳特性。基于上述理由，将作为主相的微细的贝氏体相限定为90%以上且平均粒径为5μm以下。另外，优选使贝氏体相的平均粒径大于3.0μm且在5μm以下。通过使贝氏体相的平均粒径大于3.0μm且在5μm以下，与平均粒径为3.0μm以下的情况相比，疲劳裂纹更大幅迂回地发展，因此，疲劳裂纹的发展速度变小，从而使耐疲劳特性进一步提高。另外，优选贝氏体相为95%以上，进一步优选为贝氏体相单相。
作为主相以外的第二相，可以含有马氏体、珠光体、残余奥氏体中的任意一种或者它们的混合。本发明中，使第二相为平均粒径为3μm以下的微细的组织。第二相的平均粒径增大而超过3μm时，容易自主相与第二相的界面产生裂纹，从而使延伸凸缘性、耐疲劳特性降低。因此，第二相的平均粒径限定为3μm以下。另外，优选第二相的平均粒径为2μm以下。另外，微细的第二相以相对于组织整体的面积率计为10%以下，但为了进一步提高延伸凸缘性，更优选限定为5%以下。
另外，作为第二相，优选为马氏体、珠光体、残余奥氏体中的任意一种或者它们的混合物，但除了上述相以外，只要以相对于组织整体的面积率计为3%以下，则第二相中可以存在铁素体、渗碳体。基于上述的理由，这种情况下也形成第二相的平均粒径为3μm以下的微细组织。
接下来，对本发明钢板的优选的制造方法进行说明。
本发明中，将具有除固溶Ti量以外的上述组成的钢原材为起始材料。
另外，钢原材的制造方法无需进行特别的限定，常用的方法均可以应用，所述常用方法中，使用转炉、电炉等将具有上述组成的钢水熔炼，优选利用真空脱气炉进行二次精炼，并通过连铸法等铸造方法制成钢坯等钢原材。
首先，对钢原材实施热轧而制成热轧板，热轧结束后，实施至530℃为止的前段冷却和至530℃~卷取温度为止的后段冷却，并卷取为卷状。
用于热轧的加热温度设定为1150~1350℃。
钢原材(钢坯)中，Ti等碳化物、氮化物形成元素几乎都以粗大的碳化物、氮化物的形式存在。为了以固溶Ti、微细析出物的形式用于热轧钢板的高强度化等，需要使这些粗大的碳化物、氮化物先固溶。因此，本发明中，首先将钢原材加热至1150℃以上。另一方面，使加热温度为大于1350℃的高温时，氧化皮的产生量增多，并且由于氧化皮咬入等而导致表面质量降低。因此，钢原材的加热温度限定为1150~1350℃的范围。另外，优选为1200~1300℃。为了可靠地确保固溶Ti量，更优选钢原材的加热温度大于1200℃。
热轧采用使终轧温度为850~950℃而结束热轧的轧制。
终轧温度小于850℃时，成为铁素体+奥氏体的二相区域轧制，会使加工组织残留，因此，延伸凸缘性、耐疲劳特性降低。另一方面，终轧温度增高而大于950℃时，奥氏体晶粒生长，冷却后得到的热轧板的组织发生粗大化。基于上述理由，终轧温度限定为850~950℃的范围。另外，优选为880~930℃。另外，通过使终轧温度大于900℃，使奥氏体的晶粒生长变得显著、淬透性增大、贝氏体相的组织百分率增加，并且使组织进一步均匀化，从而使延伸凸缘性进一步提高。由此，贝氏体的平均粒径也更容易调节至大于3.0μm且在5μm以下，耐疲劳特性也提高。基于上述理由，更优选将终轧温度设定为大于900℃且在950℃以下。
热轧结束后，接着，作为前段冷却，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至530℃。
从热轧结束开始至530℃为止的冷却对用于确保期望的微细的贝氏体组织是非常重要的。至530℃为止的平均冷却速度低于30℃/秒时，铁素体的生成显著进行，或者珠光体生成，并且TiC的析出显著，无法确保期望的固溶Ti，从而使延伸凸缘性和耐疲劳特性降低。因此，限定在热轧结束后以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至530℃。另一方面，至530℃为止的平均冷却速度为55℃/秒以上时，未再结晶奥氏体的相变增多，沿轧制方向伸长的铁素体、贝氏体增加，从而容易使加工性降低。因此，该温度范围的平均冷却速度优选设定为低于55℃/秒。
对于冷却至530℃的热轧板，接着，作为后段冷却，以100℃/秒以上的平均冷却速度在530℃~卷取温度为止的温度范围内进行急速冷却。本发明中，在后段冷却(急速冷却)中使贝氏体相变，生成微细的贝氏体相，并且形成平均粒径为5μm以下的微细的贝氏体相。为了兼具优良的延伸凸缘性和优良的耐疲劳特性，优选形成这种微细的贝氏体相单相。即使不能形成贝氏体相单相，只要以上述平均冷却速度进行冷却，则也能够使上述微细的贝氏体相为主相，且使第二相为平均粒径3μm以下的微细的第二相。因此，从530℃开始至卷取温度为止的冷却为以100℃/秒以上的平均冷却速度进行的急冷。由此，能够抑制由第二相的生成造成的延伸凸缘性、耐疲劳特性的降低。另一方面，从530℃开始至卷取温度为止的后段冷却的平均冷却速度大于180℃/秒时，难以控制冷却速度。因此，该后段冷却的平均冷却速度优选限定为100~180℃/秒。另外，更优选为120℃/秒以上。
卷取温度设定为300~500℃。
卷取温度低于300℃时，马氏体、残余奥氏体的生成量变得过多，难以使微细的贝氏体相为100%(单相)或者以面积率计为90%以上，无法确保期望的组织，从而使延伸凸缘性、耐疲劳特性降低。另一方面，卷取温度增高而超过500℃时，由于珠光体增加而使延伸凸缘性和疲劳特性显著降低。因此，卷取温度限定为300~500℃。另外，从贝氏体相的微细化的观点出发，优选为350℃以上且450℃以下。
另外，可以在卷取后通过常规方法对热轧板实施酸洗而除去氧化皮。另外，可以进一步实施表面光轧，或者进一步实施热镀锌、电镀锌、化学转化处理。
以下，按照实施例进一步说明本发明。
实施例
使用转炉将表1所示组成的钢熔炼，通过连铸法制成钢坯(钢原材)。接着，对这些钢原材进行在表2所示的条件下加热、在表2所示的终轧温度下结束轧制的热轧，制成热轧板(板厚：6.0~2.6mm)，热轧结束后，对这些热轧板实施表2所示条件的前段冷却和后段冷却，在表2所示的卷取温度下进行卷取。另外，前段冷却为热轧结束后从终轧温度开始至530℃为止的冷却，后段冷却为从530℃开始至卷取温度为止的冷却。表中的冷却速度为在各自的冷却温度范围内的平均冷却速度。
对所得到的热轧板进行酸洗后，裁取试验片，并实施组织观察、固溶Ti量的测定、组织观察、拉伸试验、扩孔试验、疲劳试验。另外，对于No.2钢板(板厚：6.0mm)，不实施酸洗而从所得到的热轧板上裁取试验片。试验方法如下。
(1)组织观察
从所得到的热轧板上裁取组织观察用试验片，对与轧制方向平行的截面进行研磨，用腐蚀液(3%硝酸乙醇溶液)腐蚀而露出组织。使用扫描电子显微镜(倍率：3000倍)对1/4板厚的位置进行观察，各取3个视野进行拍摄，通过图像处理测定各相的面积率(组织百分率)。另外，在同一扫描电子显微镜照片中，以正交的方式划出两条相对于板厚方向具有45°的倾斜度且长度为80mm的直线，分别测定该直线与各相的各晶粒交叉的线段的长度，求出所得到的线段长度的平均值，作为各相(贝氏体相、第二相)的平均粒径。
(2)固溶Ti量的测定
从所得到的热轧板上裁取分析用试验片(大小：50mm×100mm)，通过机械磨削从表面开始削除至板厚方向的1/4处，作为电解用试验片。在10%的AA系电解液(10体积%的乙酰丙酮-1质量%的四甲基氯化铵/甲醇)中，以20mA/cm2的电流密度对这些试验片进行恒流电解，电解了约0.2g。将所得到的电解液过滤后，使用ICP发光分光分析装置进行分析，测定电解液中的Ti量。用所得到的电解液中的Ti量除以电解重量，得到固溶Ti量(质量%)。另外，电解重量通过在对电解后的电解用试验片进行清洗而除去附着的析出物后、测定重量并将其从电解前的试验片重量中减去来计算。
(3)拉伸试验
以拉伸方向与轧制方向呈直角方向的方式，从所得到的热轧板上裁取JIS  5号试验片(GL：50mm)，依照JIS Z 2241进行拉伸试验，求出拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、伸长率E1)。
(4)扩孔试验(延伸凸缘性评价试验)
从所得到的热轧板上裁取扩孔试验用试验片(大小：130×130mm)，按照日本钢铁联盟标准JFST 1001，在试验片中央冲裁出10mmφ的冲孔后，以上推的方式向该孔中插入60°圆锥冲头，求出裂纹贯穿板厚时的孔径dmm，通过下式计算出扩孔率λ(%)。
λ(%)＝{(d-10)/10}×100
(5)疲劳试验
以试验片的长度方向与轧制方向呈直角方向的方式，从所得到的热轧板上裁取JIS Z 2275中规定的1号试验片(R：42.5mm、b：20mm)，并实施平面弯曲疲劳试验。应力载荷设定为交变，进行至重复次数：107次，将不发生断裂的应力的上限作为疲劳极限(σf)，使用疲劳极限与TS之比σf/TS来评价疲劳特性。
所得到的结果示于表3中。
Figure BDA00002501657900181
[表2]
Figure BDA00002501657900191
*)轧制结束后~530℃为止
**)530℃~卷取温度为止
Figure BDA00002501657900201
本发明例均为具有拉伸强度TS为780MPa以上的高强度、具有扩孔率λ为60%以上的优良的延伸凸缘性并且兼具σf/TS为0.55以上的优良的耐疲劳特性的高强度热轧钢板。特别是，通过使热轧的终轧温度大于900℃，延伸凸缘性和耐疲劳特性进一步提高。另一方面，对于偏离本发明的范围的比较例而言，拉伸强度TS低于780MPa，或者扩孔率λ小于60%，或者σf/TS小于0.55，从而未达到兼具期望的高强度、延伸凸缘性和耐疲劳特性。

Claims (12)

1.一种具有延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的特征的高强度热轧钢板，其特征在于，
具有如下组成：以质量%计含有C：0.05~0.15%、Si：0.2~1.2%、Mn：1.0~2.0%、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Ti：0.05~0.15%、Al：0.005~0.10%、N：0.007%以下，固溶Ti为0.02%以上，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
并且具有由平均粒径为5μm以下的贝氏体相单相构成的组织。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替所述平均粒径为5μm以下，使平均粒径为大于3.0μm且在5μm以下。
3.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替所述由贝氏体相单相构成的组织，具有如下组织：由以相对于组织整体的面积率计为90%以上的贝氏体相和该贝氏体相以外的第二相构成，且所述贝氏体相的平均粒径为5μm以下，所述第二相的平均粒径为3μm以下。
4.如权利要求3所述的高强度热轧钢板，其特征在于，代替所述贝氏体相的平均粒径为5μm以下，使所述贝氏体相的平均粒径为大于3.0μm且在5μm以下。
5.如权利要求1~4中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有Sb：0.001~0.020%。
6.如权利要求1~5中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上。
7.如权利要求1~6中任一项所述的高强度热轧钢板，其特征在于，具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种。
8.一种延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，
在对钢原材实施热轧而制成热轧板时，
进行将所述钢原材加热至1150~1350℃后在850~950℃的终轧温度下结束所述热轧的热轧，
该热轧结束后，以30℃/秒以上的平均冷却速度冷却至530℃，接着，以100℃/秒以上的平均冷却速度冷却至卷取温度：300~500℃，并在该卷取温度下进行卷取，其中，
所述钢原材具有如下组成：以质量%计含有C：0.05~0.15%、Si：0.2~1.2%、Mn：1.0~2.0%、P：0.04%以下、S：0.005%以下、Ti：0.05~0.15%、Al：0.005~0.10%、N：0.007%以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成。
9.如权利要求8所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，代替将所述钢原材加热至1150~1350℃后在850~950℃的终轧温度下结束所述热轧的热轧，进行将所述钢原材加热至大于1200℃且在1350℃以下后在大于900℃且在950℃以下的终轧温度下结束所述热轧的热轧。
10.如权利要求8或9所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有Sb：0.001~0.020%。
11.如权利要求8~10中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Cu：0.05~0.20%、Ni：0.05~0.50%、Mo：0.05~0.50%、Cr：0.05~0.50%、B：0.0005~0.0050%、Nb：0.01~0.10%、V：0.01~0.20%中的一种或两种以上。
12.如权利要求8~11中任一项所述的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述钢板具有如下组成：在所述组成的基础上，以质量%计还含有选自Ca：0.0001~0.0050%、REM：0.0005~0.0100%中的一种或两种。
CN201180027071.5A 2010-05-31 2011-05-30 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 Active CN102918173B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-125080 2010-05-31
JP2010125080 2010-05-31
JP2011115595A JP4978741B2 (ja) 2010-05-31 2011-05-24 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2011-115595 2011-05-24
PCT/JP2011/062857 WO2011152541A1 (ja) 2010-05-31 2011-05-30 伸びフランジ性および耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102918173A true CN102918173A (zh) 2013-02-06
CN102918173B CN102918173B (zh) 2015-02-11

Family

ID=45066896

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180027071.5A Active CN102918173B (zh) 2010-05-31 2011-05-30 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9222155B2 (zh)
EP (1) EP2559783B1 (zh)
JP (1) JP4978741B2 (zh)
KR (1) KR101320799B1 (zh)
CN (1) CN102918173B (zh)
BR (1) BR112012030709A2 (zh)
WO (1) WO2011152541A1 (zh)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104160052A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN104160051A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN106103770A (zh) * 2014-02-27 2016-11-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN107400824A (zh) * 2016-05-18 2017-11-28 鞍钢股份有限公司 一种延伸凸缘性优异的高强度汽车车轮用钢及其生产方法
CN107849663A (zh) * 2015-07-27 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN110621794A (zh) * 2017-04-20 2019-12-27 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
CN115038801A (zh) * 2019-12-20 2022-09-09 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 具有高扩孔比的热轧高强度钢带
CN115679191A (zh) * 2021-07-28 2023-02-03 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级耐候桥梁钢及制造方法

Families Citing this family (33)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5126326B2 (ja) * 2010-09-17 2013-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2012164579A1 (en) 2011-05-30 2012-12-06 Tata Steel Limited Bainitic steel of high strength and high elongation and method to manufacture said bainitic steel
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
US10138536B2 (en) * 2012-01-06 2018-11-27 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing same
JP5802155B2 (ja) * 2012-03-09 2015-10-28 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
KR101706478B1 (ko) * 2012-06-26 2017-02-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101726251B1 (ko) * 2012-07-26 2017-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연질화용 강 및 연질화 부품 그리고 이들의 제조 방법
WO2014030663A1 (ja) * 2012-08-21 2014-02-27 新日鐵住金株式会社 鋼材
WO2014077294A1 (ja) * 2012-11-14 2014-05-22 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
CN102978525B (zh) * 2012-11-20 2015-05-27 首钢总公司 一种薄规格热连轧家具用钢的生产方法
WO2014148001A1 (ja) * 2013-03-19 2014-09-25 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
JP5870955B2 (ja) * 2013-04-15 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR20150119363A (ko) * 2013-04-15 2015-10-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
US20160076124A1 (en) * 2013-04-15 2016-03-17 Jfe Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet and method for manufacturing the same (as amended)
JP5867444B2 (ja) * 2013-04-15 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5962869B2 (ja) * 2013-12-12 2016-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 耐アルコール孔食性および耐アルコールｓｃｃ性に優れた鋼材
KR101586920B1 (ko) * 2014-06-27 2016-01-19 현대제철 주식회사 강재 및 그 제조 방법
WO2016005780A1 (fr) * 2014-07-11 2016-01-14 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier laminée à chaud et procédé de fabrication associé
CN106661689B (zh) * 2014-07-14 2018-09-04 新日铁住金株式会社 热轧钢板
JP6390249B2 (ja) * 2014-08-04 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板、その製造方法および穴拡げ性評価方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP2018003062A (ja) * 2016-06-29 2018-01-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度高加工性熱延鋼板およびその製造方法
US10273636B2 (en) * 2016-08-24 2019-04-30 Yangtze Railroad Materials Hot forged tie plate for railroad
CN110291215B (zh) * 2017-01-20 2022-03-29 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法
CN112513308A (zh) 2018-07-31 2021-03-16 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀覆钢板
US20210310093A1 (en) 2018-10-19 2021-10-07 Tata Steel Nederland Technology B.V. Hot rolled steel sheet with ultra-high strength and improved formability and method for producing the same
KR102131527B1 (ko) * 2018-11-26 2020-07-08 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
WO2021117705A1 (ja) * 2019-12-09 2021-06-17 日本製鉄株式会社 熱延鋼板
CN114107798A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
CN117043381A (zh) 2021-03-31 2023-11-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN117083408A (zh) 2021-03-31 2023-11-17 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2023190200A1 (ja) 2022-03-30 2023-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109951A (ja) * 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2003129175A (ja) * 2001-10-24 2003-05-08 Nisshin Steel Co Ltd 加工性・亜鉛めっき性の良好な建築金具用高強度熱延鋼板
JP2005206943A (ja) * 2003-12-26 2005-08-04 Jfe Steel Kk 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2006161139A (ja) * 2004-12-10 2006-06-22 Jfe Steel Kk 温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法
JP2007111708A (ja) * 2005-10-18 2007-05-10 Nippon Steel Corp 冷間圧延後の板厚変動が小さい冷延高張力鋼板用熱延鋼帯及びその製造方法
CN101120113A (zh) * 2005-03-28 2008-02-06 株式会社神户制钢所 扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009280900A (ja) * 2008-04-21 2009-12-03 Jfe Steel Corp ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2761121B2 (ja) 1991-05-02 1998-06-04 株式会社神戸製鋼所 疲労特性と伸びフランジ性の優れた高強度熱延鋼板
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
US6364968B1 (en) 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
CN100360698C (zh) 2003-04-21 2008-01-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 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
JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4819489B2 (ja) * 2005-11-25 2011-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 一様伸び特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR20080110904A (ko) * 2006-05-16 2008-12-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 신장 특성, 신장 플랜지 특성 및 인장 피로 특성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000109951A (ja) * 1998-08-05 2000-04-18 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2003129175A (ja) * 2001-10-24 2003-05-08 Nisshin Steel Co Ltd 加工性・亜鉛めっき性の良好な建築金具用高強度熱延鋼板
JP2005206943A (ja) * 2003-12-26 2005-08-04 Jfe Steel Kk 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2006161139A (ja) * 2004-12-10 2006-06-22 Jfe Steel Kk 温間成形に適した熱延鋼板およびその製造方法
CN101120113A (zh) * 2005-03-28 2008-02-06 株式会社神户制钢所 扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP2007111708A (ja) * 2005-10-18 2007-05-10 Nippon Steel Corp 冷間圧延後の板厚変動が小さい冷延高張力鋼板用熱延鋼帯及びその製造方法
JP2008069425A (ja) * 2006-09-15 2008-03-27 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP2009280900A (ja) * 2008-04-21 2009-12-03 Jfe Steel Corp ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104160052A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN104160051A (zh) * 2012-03-09 2014-11-19 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品以及冲压成形品的制造方法
CN106103770A (zh) * 2014-02-27 2016-11-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN106103770B (zh) * 2014-02-27 2018-04-10 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
US11345972B2 (en) 2014-02-27 2022-05-31 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CN107849663A (zh) * 2015-07-27 2018-03-27 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN107400824A (zh) * 2016-05-18 2017-11-28 鞍钢股份有限公司 一种延伸凸缘性优异的高强度汽车车轮用钢及其生产方法
CN110621794A (zh) * 2017-04-20 2019-12-27 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
CN110621794B (zh) * 2017-04-20 2022-03-29 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
CN115038801A (zh) * 2019-12-20 2022-09-09 塔塔钢铁艾默伊登有限责任公司 具有高扩孔比的热轧高强度钢带
CN115679191A (zh) * 2021-07-28 2023-02-03 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级耐候桥梁钢及制造方法
CN115679191B (zh) * 2021-07-28 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 一种550MPa级耐候桥梁钢及制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP2012012701A (ja) 2012-01-19
EP2559783A1 (en) 2013-02-20
US9222155B2 (en) 2015-12-29
BR112012030709A2 (pt) 2016-11-01
US20130061989A1 (en) 2013-03-14
EP2559783B1 (en) 2016-07-06
KR20120130019A (ko) 2012-11-28
JP4978741B2 (ja) 2012-07-18
KR101320799B1 (ko) 2013-10-23
EP2559783A4 (en) 2014-04-09
WO2011152541A1 (ja) 2011-12-08
CN102918173B (zh) 2015-02-11

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102918173B (zh) 延伸凸缘性和耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN102906295B (zh) 加工性优良的高张力热镀锌钢板及其制造方法
CN102906296B (zh) 加工性优良的高张力热轧钢板及其制造方法
CN101263239B (zh) 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材
CN103108971B (zh) 耐疲劳特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN101932746B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP5609786B2 (ja) 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
TWI486459B (zh) 高張力熱軋鋼板及其製造方法
TWI486458B (zh) 高張力熱軋鋼板及其製造方法
KR101706441B1 (ko) 양호한 연성, 신장 플랜지성, 재질 균일성을 갖는 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
CN102959118A (zh) 延伸凸缘性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103703156A (zh) 成形性优良的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CN103108973A (zh) 冲裁加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
CN103842538A (zh) 热轧钢板及其制造方法
JP6519016B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
JP2013133497A (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN103108974A (zh) 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法
KR20120023129A (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
CN103842539A (zh) 热轧钢板及其制造方法
KR20150119363A (ko) 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP6264176B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
JP5807624B2 (ja) 冷延鋼板およびその製造方法
CN115087756B (zh) 热轧钢板
CN116648523A (zh) 加工性优异的高强度钢板及其制造方法
KR20180014092A (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법

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