CN103038381A - 钢板及其制造方法 - Google Patents

钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103038381A
CN103038381A CN201080068266XA CN201080068266A CN103038381A CN 103038381 A CN103038381 A CN 103038381A CN 201080068266X A CN201080068266X A CN 201080068266XA CN 201080068266 A CN201080068266 A CN 201080068266A CN 103038381 A CN103038381 A CN 103038381A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolling
temperature
ferrite
condition
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
CN201080068266XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN103038381B (zh
Inventor
田中泰明
富田俊郎
河野佳织
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
Publication of CN103038381A publication Critical patent/CN103038381A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103038381B publication Critical patent/CN103038381B/zh
Expired - Fee Related 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
    • C22C38/60—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
    • 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
    • C21D8/0436—Cold 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
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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

Landscapes

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

Abstract

通过细化铁素体晶粒制造获得750MPa以上的静态强度且动态变形特性优异的高强度钢板。钢板具有下述化学组成、金相组织和机械特性，所述化学组成：C:0.05~0.20%，Si:0.02~3.0%，Mn:0.5~3.0%，P:0.5%以下，S:0.05%以下，Cr:0.05~1.0%，sol.Al:0.01~1.0%，选自由Ti、Nb、Mo、V和W组成的组中的1种或2种以上：总计0.002~0.03%以下，余量由Fe和杂质构成；金相组织：至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内铁素体的平均晶体粒径为3.0μm以下，该区域由面积率30~80%的铁素体与残余组织构成，并且该区域内残余组织的平均板厚方向间隔为3.0μm以下；机械特性：拉伸强度为750MP以上，拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上，并且拉伸应变速度103/秒下的动态拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的静态拉伸强度的差为80MPa以上。

Description

钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及兼备750MPa以上的拉伸强度、优异的压制成形性和动态变形特性的钢板及其制造方法。
背景技术
为了推进汽车的轻量化并提高汽车的撞击安全性，在构成汽车车身的构件中，广泛采取使用高张力钢板作为承受撞击时的负荷的构件（以下称为“耐撞击构件”。）的原材料。通常钢板的强度受到变形速度的影响。变形时钢板的变形应力随着钢板的应变速度提高而增大。高速变形时的拉伸强度非常高的钢板适合作为耐撞击构件的原材料。
专利文献1公开了一种耐冲击性优异的冷轧钢板，其具有铁素体和体积比计10~50%的马氏体的2相组织。该冷轧钢板通过减少铁素体中固溶元素的量来改善动态变形特性（高拉伸应变速度下的拉伸强度与低拉伸应变速度下的拉伸强度的强度差），从而在高速拉伸变形时具有高的屈服强度。具有专利文献1所公开的化学成分和特性的钢板的拉伸强度并未在专利文献1中记载，可认为在590MPa左右。
专利文献2公开了一种制造超微细组织高强度钢板的方法，通过对层叠的多块钢板进行反复多次的轧制，从而具有被细化至大小可用纳米单位表示程度的铁素体晶粒并且具有优异的动态变形特性。然而，由于该方法需要对层叠的多块钢板进行反复多次的轧制，所以生产率极低。
专利文献3公开了通过对具有90%以上的马氏体相的热轧钢板进行总压下率20%以上且小于80%的冷轧及500~600℃的低温退火来制造具有超微细铁素体组织的冷轧退火板的方法。然而，由于该方法将具有马氏体相的热轧钢板作为原材料，冷轧时被轧制材料发生高强度化和硬质化而使冷轧性显著降低，所以生产率低。
另外，如非专利文献1所公开地，公知钢板的均匀延伸随着晶粒的细化而显著降低。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本专利第3458416号说明书
专利文献2:日本特开2000-73152号公报
专利文献3:日本特开2002-285278号公报
非专利文献
非专利文献1:Mater.Trans,45(2004),No.7,2272-2281页
发明内容
发明要解决的问题
现有技术无法提供兼备750MPa以上的拉伸强度、优异的压制成形性和动态变形特性的钢板。
用于解决问题的方案
本发明通过使钢板的金相组织的主相为微细的铁素体组织、且适当地控制第2相的种类和分散形态从而提供同时具备750MPa以上的拉伸强度、优异的压制成形性和动态变形特性的钢板。具体来说，（a）通过抑制钢板中含有的强化元素的析出、细化铁素体晶粒并使第2相均匀微细地分散从而提高钢板的动态变形特性。（b）得到上述（a）项所述的效果不仅进行过热轧的钢板可以获得，而且在进行热轧后进行过冷轧和退火的钢板也可以获得。
本发明是一种钢板，其特征在于，其具有下述化学组成和下述金相组织。
化学组成：C：0.05~0.20%（本说明书中，只要不特殊声明，涉及化学组成的“%”均指代“质量%”），Si：0.02~3.0%，Mn：0.5~3.0%，P：0.5%以下，S：0.05%以下，Cr：0.05~1.0%，sol.Al：0.01~1.0%，选自由Ti、Nb、Mo、V和W组成的组中的1种或2种以上：总量为0.002~0.03%以下，根据需要的Ca、Mg和REM中的1种或2种以上：总计0.0050%以下，余量由Fe和杂质构成。
金相组织：至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内铁素体的平均晶体粒径为3.0μm以下，前述区域由面积率30~80%的铁素体和残余组织构成，并且前述区域内前述残余组织的平均板厚方向间隔为3.0μm以下。
从其它观点出发，本发明是一种钢板的制造方法，其特征在于，其是对具有上述化学组成的钢坯进行多道热轧，然后进行冷却、卷取来制造具有下述机械特性的钢板的方法，拉伸强度为750MP以上、拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上且拉伸应变速度103/秒下的动态拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的静态拉伸强度的差为80MPa以上，热轧、冷却和卷取在满足下述条件1~条件4的条件进行。
条件1：热轧的精轧的最终轧道的轧制温度为Ar3点以上。
条件2：包含最终轧道的连续的3个轧道的通板时间和从精轧结束时的温度到720℃的冷却时间的总和为4.0秒钟以内。
条件3：自结束精轧时起0.5秒钟以内开始冷却。
条件4：在630℃以下的温度下进行卷取。
本发明的制造方法中，进行卷取后，还可以进行压下率40~80%的冷轧，然后进行在Ac1~（Ac3+10℃）的温度范围内保持10~300秒钟的退火。
本发明的钢板或者采用本发明的方法制造的钢板具有以下的机械特性。
机械特性：拉伸强度为750MP以上，拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上，以及拉伸应变速度103/秒下的动态拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的静态拉伸强度的差为80MPa以上。
发明的效果
不损失生产率地提供兼备750MPa以上的拉伸强度、优异的压制成形性和动态变形特性的钢板。
附图说明
图1是显示高速拉伸试验片的形状的说明图。
具体实施方式
1.化学组成
[C：0.05~0.20%]
C由于降低由奥氏体到铁素体的相变温度且降低热轧的最终温度，因而有效地促进铁素体晶粒的细化。另外，C确保钢板的强度。因此，C含量为0.05%以上，为了进一步促进铁素体晶粒的细化，优选为0.08%以上。然而，C含量超过0.20%时，热轧后的铁素体相变延迟、铁素体体积率降低且焊接性变差。因此，C含量为0.20%以下，为了提高焊接部的加工性，优选为0.17%以下。
[Si：0.02~3.0%]
Si提高钢板的强度。因此，Si含量为0.02%以上、优选为0.1%以上、更优选为0.3%以上。另外，Si含量超过3.0%时，钢板的韧性明显变差且热轧时被轧制材料的表面发生氧化。因此，Si含量为3.0%以下、优选为2.0%以下、更优选为1.8%以下。另外，铁素体组织中生成残留奥氏体的情况下，优选Si和sol.Al的总含量为1.0%以上。
[Mn：0.5~3.0%]
Mn确保钢板的强度。另外，由于Mn使由奥氏体到铁素体的相变温度和热轧的最终温度均降低，因而促进铁素体晶粒的细化。因此，Mn含量为0.5%以上、优选为1.0%以上、更优选为1.5%以上。另一方面，Mn含量超过3.0%时，热轧后的铁素体相变延迟、铁素体体积率降低。因此，Mn含量为3.0%以下、优选为2.5%以下。
[P：0.5%以下]
P是作为不可避免的杂质而含有的。P含量超过0.5%时，P在晶界发生偏析，使钢板的延伸凸缘性（stretch flangingproperties）变差。因此，P含量为0.5%以下、优选为0.2%以下、更优选为0.05%以下。
[S：0.05%以下]
S是作为不可避免的杂质而含有的。S含量超过0.05%时，形成硫化物系夹杂物使钢板的加工性降低。S含量越低越可提升钢板的加工性。因此，S含量为0.05%以下、优选为0.008%以下、更优选为0.003%以下。
[Cr：0.05~1.0%]
Cr强化铁素体的同时，使钢板的淬火性增加且在铁素体中生成马氏体、贝氏体。另外，Cr有助于抑制粗大珠光体的形成、组织的微细分散化，从而提高动态强度。因此，Cr含量为0.05%以上、更优选为0.1%以上。另一方面，Cr含量超过1.0%时，钢板的表面性状和韧性变差。因此，Cr含量为1.0%以下、优选为0.8%以下。
[sol.Al：0.01~1.0%]
Al提高钢板的韧性。因此，sol.Al含量为0.01%以上。另一方面，sol.Al含量超过1.0%时，高温下的奥氏体变得不稳定，产生需要过度提高热轧的最终温度，并且变得无法稳定地进行连续铸造。因此，sol.Al含量为1.0%以下、优选为0.5%以下。
另外，铁素体组织中生成残留奥氏体的情况下，优选Si和sol.Al的总含量为1.0%以上。
[选自由Ti、Nb、Mo、V和W组成的组中的1种或2种以上：总量为0.002~0.03%]
Ti、Nb、Mo、V和W通过形成碳氮化物或者部分元素在钢中以固溶状态存在，均可有效地抑制晶粒的粗大化以及细化晶粒。因此，合计含有0.002%以上的Ti、Nb、Mo、V和W中的1种或2种以上。另一方面，Ti、Nb、Mo、V和W中的1种或2种以上的含量总量超过0.03%时，铁素体中容易发生可动位错，使钢板的动态变形特性降低。因此，选自由Ti、Nb、Mo、V和W组成的组中的1种或2种以上的含量总量为0.03%以下。
[Ca、Mg和REM中的1种或2种以上：总量为0.0050%以下]
由于Ca、Mg和稀土元素（REM）使铸件凝固时析出的氧化物、氮化物细化而保持铸件的健全性，因此可以根据需要作为任选元素而含有。这些元素中的1种或2种以上的含量总计超过0.0050%时，夹杂物生成使钢板的成形性变差并且使钢板的制造成本提高。因此，这些元素中的1种或2种以上的含量总计为0.0050%以下。另外，为了确实地得到上述效果，优选这些元素中的1种或2种以上的含量总计为0.0005%以上。
上述以外的余量是Fe和杂质。作为上述以外的杂质可例示出N。N是作为不可避免的杂质而存在的。N含量超过0.01%时，钢板的加工性降低。因此，N含量优选为0.01%以下、更优选为0.006%以下。
2.金相组织
利用汽车的耐撞击构件吸收撞击能量一般常采用下述方式进行：使具有帽形闭断面（closed cross section）或与其类似的多边形闭断面的耐撞击构件承受来自轴向或横向的外力，局部地发生多处弯曲变形。因此，为了使耐撞击构件发挥优异的撞击能量吸收性，作为该耐撞击构件的原材料的钢板的板厚方向的表面附近的机械特性很重要。
通常脱炭、易氧化元素的富集受制造钢板时的加热炉的气氛、热轧钢板的卷取温度等影响而发生在钢板的板厚方向的最表层部。由此，钢板的最表层部的组织、机械特性易随着钢板的板厚方向的位置而发生变动。与此相对，从钢板的最表层部向板厚方向侵入微小距离（100~200μm）的位置的组织、机械特性是稳定的。
因此，本发明人等深入研究了沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内的各种因素对钢板的机械特性造成的影响，结果认识到以下说明的因素很重要。因此，对这些因素进行说明。
[至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内的铁素体的平均晶体粒径：3.0μm以下]
为了使钢板（不仅包含热轧钢板，而且包含实施过冷轧和退火的冷轧钢板）具备充分的动态变形特性，必要的是，至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内的铁素体的平均晶体粒径为3.0μm以下。该平均晶体粒径优选为2.5μm以下、更优选为2.0μm以下、最优选为1.5μm以下。
铁素体的平均晶体粒径越小越好。然而，通过钢板的现有的量产工序难以将铁素体的平均晶体粒径设为小于0.3μm。因此，优选铁素体的平均晶体粒径为0.3μm以上，此外考虑到生产率时，进一步优选为0.5μm以上。
[至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域的组织的面积比率：铁素体30~80%和残余组织]
上述区域的铁素体的面积比率小于30%时，钢板不具有足够的动态变形特性。另一方面，该面积比率超过80%时，虽然使钢板的动态变形特性进一步提高，然而却使钢板的静态拉伸强度降低。因此，该面积比率为30~80%。该面积比率优选为40%以上、更优选为50%以上。另外，该面积比率优选为75%以下、更优选为70%以下。
[至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内残余组织的平均板厚方向间隔：3.0μm以下]
上述区域内的除了铁素体的残余组织的板厚方向平均间隔为3.0μm以下。板厚方向平均间隔优选为2.5μm以下、进一步优选为2.0μm以下、最优选为1.6μm以下。
残余组织不论其种类，根据钢板所需静态拉伸强度，例如为贝氏体、马氏体、残留奥氏体、及粒状渗碳体等。残余组织优选为贝氏体、回火马氏体、贝氏体及回火马氏体、粒状渗碳体。
另外，将钢板的轧制纵向截面镜面研磨，然后用硝酸乙醇（Nital）腐蚀，使用扫描电子显微镜拍摄距表层100~200μm的区域的1000~2000倍的数码图像，在该数码图像上沿板厚方向画长度40~80μm的线，测定相对于板厚方向的残余组织的间隔，在任意位置重复5次上述测定，以它们的平均值形式求出“板厚方向平均间隔”。
上述区域内的铁素体的平均晶体粒径为3.0μm以下且上述区域的铁素体的面积率为30~80%的情况下，除了铁素体的残余组织的板厚方向平均间隔超过3.0μm时，残余组织呈带状且局部地存在，作为第2相的残余组织没有均匀且微细地分散。因此，钢板的压制成形性和动态强度降低。
另外，钢板的残余组织如上所述地带状且局部地存在时，由于对该钢板进行冷轧和退火而制造的冷轧退火钢板的残余组织呈带状，因而该冷轧退火钢板的动态强度不足。
由于以上原因，除了铁素体的残余组织的板厚方向平均间隔在沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内为3.0μm以下、优选为2.5μm以下、更优选为2.0μm以下、最优选为1.6μm以下。
鉴于对动态变形特性有效的平均的铁素体粒径，板厚方向平均间隔的下限值优选为0.3μm以上、进一步优选为0.5μm以上。
此外，残余组织的轧制方向平均间隔优选在沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内为3.0μm以下。由此，母相的铁素体组织的扁平度降低，更加等轴的铁素体粒微细地分散存在。因此，不仅对静态变形时的铁素体、而且对动态变形时的铁素体赋予更均一的应变，结果进一步提高静态延伸、动态强度。轧制方向平均间隔在区域内优选为2.5μm以下、更优选为2.0μm以下、最优选为1.6μm以下。
另外，残余组织包含残留奥氏体的情况下，残留奥氏体的面积率为5~30%时，可使结束热轧的钢板的压制成形性显著提升。残留奥氏体的面积率小于5%时，压制成形性未充分地提升，另一方面，残留奥氏体的面积率超过30%时，由于奥氏体不稳定，因而会削弱压制成形性的提升的效果。因此，为了提升钢板的压制成形性，残余组织的残留奥氏体的面积率优选为5~30%。
3.机械特性
[拉伸强度：750MPa以上]
拉伸强度为750MPa以上。通过选取JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验来测定拉伸强度。
[拉伸强度与断裂伸长率的积：13000MPa·%以上]
拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上。由此得到优异的压制成形性。耐撞击构件为更复杂的形状时，优选拉伸强度与断裂伸长率的积为14000MPa·%以上。在为了使耐撞击构件与其它结构构件一体成型等原因而要求更高的成形性的情况下，优选拉伸强度与断裂伸长率的积为16000MPa·%以上、更优选为17000MPa·%以上。
[拉伸应变速度103/秒下的动态拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的静态拉伸强度的强度差：80MPa以上]
图1是显示高速拉伸试验片的形状的说明图。选取具有图1所示形状的微小试验片，使用检力头式（stres s sensingblock-type）高速拉伸试验机以拉伸应变速度103/秒下的动态拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的静态拉伸强度的差ΔTS的形式来规定该强度差。优异的动态变形特性意指：该强度差ΔT S为80MPa以上、优选为100MPa以上、最优选为120MPa以上。
4.制造方法
[热轧工序]
对具有上述化学组成的钢坯进行多道热轧。并且热轧的精轧的最终轧道的轧制温度为Ar3点以上。
热轧优选自超过1000℃的温度起使用可逆式轧机（reversing mill）或串列式轧机在奥氏体温度范围下进行。从工业生产率的观点考虑，至少最终的数段轧制优选使用串列式轧机进行。
作为钢坯使用：通过连续铸造、铸造/初轧得到的板坯；通过薄带连铸（strip casting）得到的钢板；根据需要对它们进行一次热加工或冷加工后的材料等。钢坯的温度低时，将钢坯再加热至超过1000℃的温度后再开始热轧。
热轧的开始温度为1000℃以下时，轧制负荷变得过大，不仅难以获得足够的压下率，而且无法以Ar3点以上的温度结束足够压下率的热轧，从而得不到期望的机械特性、热稳定性。
热轧的开始温度更优选为1025℃以上、进一步优选为1050℃以上。为了抑制奥氏体粒的粗大化并且抑制设备费、加热燃料费，热轧的开始温度优选为1350℃以下、更优选为1280℃以下。
当为不需要使TiC、NbC等析出物充分溶解在奥氏体中的钢种时，热轧的开始温度即使在温度范围内也优选较低的温度（例如1050~1250℃）。由此，使初期的奥氏体晶粒细化，从而容易使所得钢板的铁素体晶粒细化。
为了使热轧后由奥氏体相变为铁素体，热轧的最终温度为Ar3点以上，从避免轧制负荷的增大的观点考虑，进一步优选满足780℃以上的温度条件。
结束热轧的温度、即热轧的精轧的最终轧道出口侧的轧制温度为Ar3点以上，优选尽量低的温度。结束热轧的温度越低，越可使通过热轧导入奥氏体的加工应变的积蓄效果增加，从而促进铁素体晶粒的细化。其中，本发明采用的钢种的Ar3点大致为730℃~950℃。
热轧是连续的多道轧制。平均每1道的压下量优选为15~60%。每1道的压下量越大，越可在奥氏体中积蓄应变，从而使通过相变生成的铁素体的晶粒细化。因此，尤其是包含热轧的精轧的最终轧道的连续的3个轧道优选平均每1道的压下量为20%以上。
为了避免因轧制负荷增大造成轧制设备的大型化并且确保钢板形状的控制性，前述3个轧道优选平均每1道的压下量小于50%。尤其是，为了容易控制钢板形状，优选前述3个轧道各自的压下率为40%/道以下。
[冷却工序]
结束热轧的钢板被冷却。通过该冷却，不会释放导入奥氏体的变形带（加工应变），而是使该变形带作为铁素体的核生成位点由奥氏体相变为铁素体。钢板具有微细的铁素体和残余组织均匀分散的金相组织。
为了得到该金相组织，以前述3个轧道的通板时间和从精轧结束时的温度到720℃的冷却时间的总时间为4.0秒钟以内的方式进行热轧，之后自结束精轧时起0.5秒钟以内开始冷却。
其中，通板时间和到720℃的冷却时间的总时间可以如下算出：用传感器测定钢板前端到达3个轧道的最初的辊的时刻，并且通过设置在冷却区域内的温度传感器测定钢板温度，由这些测定值与通板速度的关系算出。另外，自结束精轧时起到冷却开始的时间可以由通板速度、最终辊和冷却区域间的距离算出。
前述3个轧道的通板时间影响通过热轧导入的变形带（即核生成位点）消失的比例。另外，前述冷却时间影响冷却中变形带消失的比例。因此，为了充分保存通过热轧导入的变形带，将前述总计时间设为4.0秒钟以内地进行热轧及其后的冷却。
其中，控制前述3个轧道的通板时间的理由如下：由于这些轧道是处在再结晶温度的下限附近的轧制轧道因而奥氏体不会再结晶；并且因为热轧借由加工热在约800~950℃的大致等温下进行热轧，所以轧制时间成为用于保存变形带的主要因素。
此外，前述冷却时间影响变形带消失的比例（即微细的铁素体晶粒的生成）。因此，精轧后尽可能迅速开始冷却，具体而言，自结束精轧时起0.5秒钟以内开始冷却。优选在0.3秒钟以内开始冷却，进一步优选在0.1秒钟以内开始冷却，最优选在0.05秒钟以内开始冷却。
720℃以下的温度范围是由奥氏体到铁素体的相变活跃化的相变温度范围。另外，获得作为目标的微细的铁素体组织的铁素体相变温度范围为720~600℃的温度范围。因此，在钢板温度达到720℃以下后，可以通过暂停冷却或降低冷却速度等使钢板在720~600℃的温度范围内滞留1~10秒钟。
[卷取工序]
经过热轧工序和冷却工序的钢板通过卷取工序在630℃以下下卷取。由此控制钢板的除了铁素体的残余组织。
卷取温度超过630℃时，珠光体大量生成而使钢板的伸长率下降，并且确保不了750MPa以上的静态拉伸强度。
使残余组织形成马氏体的情况下，优选以40℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下的温度范围，且在室温~200℃以下的温度范围内进行卷取。卷取温度超过200℃时，由于马氏体的回火，因而存在得不到期望的钢板强度的情况，强度和韧性的平衡降低。顾虑因残存的冷却水造成钢板生锈的情况下，更优选将卷取温度设为100℃~150℃。
使残余组织形成贝氏体的情况下，优选在400℃以上且小于600℃的温度下进行卷取。残余组织中包含贝氏体及残留奥氏体的情况下，更优选在400~450℃的温度下进行卷取。
使残余组织形成粒状渗碳体的情况下，优选在600℃以上且630℃以下下进行卷取。为了进一步细化残余组织，更优选将卷取温度设为620℃以下。
[冷轧工序]
对于经过前述卷取工序的钢板，可以在之后进一步进行冷轧和退火。此时在实施冷轧前，也可以通过酸洗处理除去钢板的表层氧化皮。
冷轧以40~80%的压下率进行。压下率被规定为｛（冷轧前的钢板厚-冷轧后的钢板厚）/冷轧前的钢板厚｝×100%。
如果为小于40%的低压下率时，则未对铁素体赋予足够的应变，使退火后的钢板的静态伸长率下降。此时优选压下率为50%以上。另一方面，如果为超过80%的高压下率，则对轧机造成极大负荷，此外钢板的生产率下降。
经过前述热轧和前述冷却而供给冷轧的钢板的铁素体之外的残余组织是包含马氏体或贝氏体的组织的情况下，由于可以更有效地进行对铁素体的应变赋予，因而优选。例如，通过下述方式可以使该钢板的残余组织形成包含马氏体或贝氏体的组织：以40℃/秒以上的冷却速度冷却至600℃以下；在室温~200℃以下的温度范围内进行卷取；或者在400℃以上且小于600℃的温度范围内进行卷取。
[退火工序]
通过对具有介由冷轧工序储蓄了应变能的组织的钢板进行退火（即加热后在恒定的温度下保持后进行冷却），得到具有高的动态拉伸强度的高强度钢板。
保持温度设为钢板的Ac1~（Ac3+10℃）。保持温度为小于Ac1的温度时，原本有助于静态拉伸强度的第2相只形成渗碳体，得不到充分的静态拉伸强度。另外，即便得到静态拉伸强度，根据情况也未充分恢复/再结晶为正常组织，静态拉伸伸长率下降，由于残留在铁素体中的加工应变的存在而使动态拉伸强度降低。从生产率的观点考虑，保持温度的下限值优选为750℃。
另一方面，保持温度超过（Ac3+10℃）时，由于奥氏体粗大化、之后的冷却过程中析出的铁素体也粗大，因而静态拉伸强度和动态拉伸强度均降低。优选保持温度的上限值为Ac3温度。
保持时间为10~300秒钟。保持时间超过10秒钟时，难以在现有制造工序中实施，并且金相组织由于置换型元素的偏析而易成为带状，另外，保持温度为前述范围内较低温的情况下，冷轧产生的加工应变的去除不充分，使钢板的伸长率下降。另一方面，保持时间超过300秒钟时，保持中奥氏体粗大化、之后的冷却过程中析出的铁素体粒粗大，静态拉伸强度和动态拉伸强度均降低。
保持后的冷却影响钢板的金相组织。通过不横穿过CCT曲线的贝氏体鼻子（bainite no se）地冷却至Ms点以下，使除了铁素体的残余组织成为马氏体。如果横穿过贝氏体鼻子或者在贝氏体域内停止冷却，则残余组织成为贝氏体。由于冷却速度低时因珠光体的析出使钢板的伸长率下降，因此优选700℃以下的冷却速度为20℃/秒以上。
如此可制造具有下述机械特性的钢板：拉伸强度为750MPa以上、拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上、且动态拉伸强度与静态拉伸强度的差为80MPa以上。
实施例1
按照表2所示的条件由具有表1所示的化学组成A~L的钢坯制造热轧钢板。表1中的化学组成F~I不满足本发明所规定的化学组成，表2中试验序号13、14不满足本发明所规定的制造条件。表2中的F1~F3表示各轧机的压下率，Δt表示自结束精轧时起到冷却开始时的经过时间，（F1~720℃间时间）表示包含最终轧道的连续的3个轧道F1~F3的通板时间和从精轧结束时的温度到720℃的冷却时间的总时间。
[表1]
Figure BDA00002778920200161
[表2]
按照以下说明的顺序测定试验序号1~15的热轧钢板的金相组织和机械特性。
[金相组织]
镜面研磨轧制纵向截面后，对于距表层100~200μm的区域，基于用扫描电子显微镜以1000~2000倍拍摄的数码图像来测定硝酸乙醇腐蚀后的金相组织。
利用切割法以铁素体晶体粒径的平均值的形式求出铁素体平均晶体粒径。
沿板厚方向画长度80μm的线，测定相对于板厚方向的第2相的间隔，在任意位置重复5次上述测定，以它们的平均值形式算出残余组织的平均板厚方向间隔。
铁素体比率如下求出：利用SEM图像中马氏体、贝氏体这类相的显示色彩暗于铁素体，通过图像处理进行二值化，算出铁素体的面积比率来求出。
[机械特性]
成形性：选取JIS5号拉伸试验片进行拉伸试验，将得到拉伸强度与断裂伸长率的积为13000MPa·%以上的良好强度和成形性平衡的样品记作合格。
另外，动态变形特性（静动差）：选取图1所示的微小TP，使用检力头式高速拉伸试验机，将具备拉伸应变速度103/秒下的拉伸强度与拉伸应变速度0.01/秒下的拉伸强度的强度差ΔTS为80MPa以上的高静动差的钢记作合格（考虑到780~980MPa级的以往钢的强度差ΔTS大概为60MPa左右）。
表3中归纳示出测定结果。
[表3]
Figure BDA00002778920200191
表3中可知，由于试验序号1~5、10~12及15使用具有满足本发明的化学组成的化学组成A~E、J~L的板坯且满足本发明的制造条件，因而兼备750MPa的高强度、TS×EL≥13000（MPa·%）的优异成形性以及80MPa以上的高的动态变形特性（静动差）。
与此相对，由于试验序号6使用具有不满足本发明的化学组成的化学组成F的板坯，因而虽然显示了较高的静态TS和静态EL，但大量含有作为析出强化元素的Ti，静动差低于以往材料。
由于试验序号7~9使用具有不满足本发明的化学组成的化学组成G~I的板坯，因此不能兼顾高的静态强度和韧性及高的静动差。
试验序号13虽然使用具有满足本发明的组成的化学组成A的板坯但由于轧制条件不满足本发明的制造条件，因此微细的铁素体的析出不足，静态伸长率低且静动差也低。
试验序号14虽然使用满足本发明的组成的化学组成E的板坯但由于卷取条件不满足本发明的制造条件，因此虽然得到较高的伸长率和静动差，但静态强度低于615MPa。
实施例2
通过按照表4所示的条件对实施例1的结束了热轧和冷却的试验序号1~4、6、7、13及15的钢板进行冷轧和退火，之后按照表2所示的卷取温度进行卷取，从而制造了表4的试验序号18~31的冷轧钢板。
表5显示试验序号18~31的冷轧钢板的金相组织和机械特性的测定结果。其中，金相组织和机械特性的测定方法与实施例1的测定方法相同。
[表4]
[表5]
Figure BDA00002778920200221
如表5所示，试验序号18、19、24、25、27、28、30的冷轧钢板是通过对采用本发明范围内的条件制造的热轧钢板按照本发明范围内的条件实施冷轧和退火来制造的。可知试验序号18、19、24、25、27、28、30的冷轧钢板兼备750MPa的高强度、TS×EL≥13000（MPa·%）的优异成形性以及80MPa以上的高的动态变形特性（静动差）。
与此相对，由于试验序号20使用不满足本发明的化学组成的组成F的板坯，因此虽然显示较高的静态TS和静态EL，但与表3中的试验序号6同样地因大量含有作为析出强化元素的Ti，所以静动差低于以往材料。
试验序号21由于使用铁素体粒径超过3.0μm的粗粒热轧钢板（热轧板序号13）作为母材，因此冷轧和退火后的铁素体为粗粒，静动差低于以往材料。
试验序号22由于对作为母材的满足本发明的试验序号15在低退火温度下进行退火，因此使冷轧产生的加工组织残留，从而无法测定铁素体平均晶体粒径和残余组织的平均板厚方向间隔。另外，试验序号22的伸长率明显低且静动差也低。
试验序号23由于对作为母材的满足本发明的试验序号1在高退火温度下进行退火，因此铁素体变粗大，动态拉伸强度低。
试验序号26由于使用不满足本发明组成的组成G的板坯，因此冷轧后铁素体比率高、静态强度低。
试验序号29由于对作为母材的满足本发明的试验序号1以超过300秒钟的长的退火时间（保持时间）进行退火，因此使铁素体粗大化。另外，残余组织的平均板厚方向间隔宽。因此静动差低。
此外，试验序号31由于将作为母材的满足本发明的试验序号3以低于25%的压下率冷轧，因此观察到可看作恢复组织的粗大的铁素体，另外残余组织的平均板厚方向间隔宽。因此，成形性和静动差均低。
产业上的可利用性
本发明的钢板具有超微细的铁素体晶粒且残余组织（第2相）的分散形态均一，不仅适合作为热轧钢板，而且适合作为通过冷轧和退火而兼顾成形性和动态变形特性的冷轧钢板的母材。
采用本发明的制造方法可容易且不损失生产率地制造兼具750MPa以上的拉伸强度、优异的压制成形性和动态变形特性的钢板。

Claims (4)

1.一种钢板，其特征在于，其具有下述化学组成和下述金相组织，
化学组成：以质量%计，C：0.05~0.20%，Si：0.02~3.0%，Mn：0.5~3.0%，P：0.5%以下，S：0.05%以下，Cr：0.05~1.0%，sol.Al：0.01~1.0%，选自由Ti、Nb、Mo、V和W组成的组中的1种或2种以上：总量为0.002~0.03%以下，余量由Fe和杂质构成；以及，
金相组织：至少沿板厚方向距离钢板表面100~200μm的区域内铁素体的平均晶体粒径为3.0μm以下，所述区域由面积率30~80%的铁素体和残余组织构成，并且所述区域内所述残余组织的平均板厚方向间隔为3.0μm以下。
2.根据权利要求1所述的钢板，其中，该钢板还含有总量为0.0050%以下的Ca、Mg和REM中的1种或2种以上。
3.一种钢板的制造方法，其特征在于，其是对具有权利要求1或权利要求2所述的化学组成的钢坯进行多道热轧，然后进行冷却、卷取来制造钢板的方法，所述热轧、所述冷却和卷取在满足下述条件1~条件4的条件下进行，
条件1：所述热轧的精轧的最终轧道出口侧的轧制温度为Ar3点以上；
条件2：包含所述最终轧道的连续的3个轧道的通板时间和从所述精轧结束时的温度到720℃的冷却时间的总和为4.0秒钟以内；
条件3：自结束所述精轧时起0.5秒钟以内开始所述冷却；以及，
条件4：在630℃以下的温度下进行所述卷取。
4.根据权利要求3所述的钢板的制造方法，其特征在于，所述卷取结束后，进行压下率40~80%的冷轧，然后进行在Ac1~（Ac3+10℃）的温度范围内保持10~300秒钟的退火。
CN201080068266.XA 2010-05-27 2010-05-27 钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN103038381B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2010/059013 WO2011148490A1 (ja) 2010-05-27 2010-05-27 鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103038381A true CN103038381A (zh) 2013-04-10
CN103038381B CN103038381B (zh) 2015-11-25

Family

ID=45003497

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201080068266.XA Expired - Fee Related CN103038381B (zh) 2010-05-27 2010-05-27 钢板及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (1) US10538823B2 (zh)
EP (1) EP2578711B1 (zh)
JP (1) JP5252128B2 (zh)
KR (1) KR101456772B1 (zh)
CN (1) CN103038381B (zh)
ES (1) ES2756584T3 (zh)
PL (1) PL2578711T3 (zh)
WO (1) WO2011148490A1 (zh)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104711483A (zh) * 2015-03-31 2015-06-17 武汉钢铁(集团)公司 一种金相组织稳定的海洋工程用钢及生产方法
CN109563586A (zh) * 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
CN112662931A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品

Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012133540A1 (ja) 2011-03-28 2012-10-04 新日本製鐵株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
TWI470092B (zh) * 2011-05-25 2015-01-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 冷軋鋼板及其製造方法
JP5742697B2 (ja) * 2011-12-12 2015-07-01 新日鐵住金株式会社 強度と靭性のバランスに優れたホットスタンプ成形体及びその製造方法並びにホットスタンプ成形体用鋼板の製造方法
WO2013144376A1 (en) * 2012-03-30 2013-10-03 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet and method of producing such steel sheet
US10202664B2 (en) 2012-03-30 2019-02-12 Voestalpine Stahl Gmbh High strength cold rolled steel sheet
CN104364403A (zh) * 2012-05-31 2015-02-18 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP6260087B2 (ja) * 2013-03-11 2018-01-17 新日鐵住金株式会社 加工性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
US20140261914A1 (en) * 2013-03-15 2014-09-18 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Method of producing hot rolled high strength dual phase steels using room temperature water quenching
PL3018230T3 (pl) 2013-07-01 2019-05-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa cienka walcowana na zimno, ocynkowana blacha stalowa cienka walcowana na zimno oraz sposób ich wytwarzania
JP6201571B2 (ja) * 2013-09-25 2017-09-27 新日鐵住金株式会社 穴拡げ性と伸びと溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP6201570B2 (ja) * 2013-09-25 2017-09-27 新日鐵住金株式会社 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JPWO2015097882A1 (ja) 2013-12-27 2017-03-23 新日鐵住金株式会社 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板
JP6314511B2 (ja) * 2014-02-03 2018-04-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP6326837B2 (ja) * 2014-02-03 2018-05-23 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP6390273B2 (ja) * 2014-08-29 2018-09-19 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法
JP6453140B2 (ja) * 2015-03-31 2019-01-16 株式会社神戸製鋼所 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2016194136A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 製造安定性に優れた高強度高延性鋼板、及びその製造方法、並びに高強度高延性鋼板の製造に用いられる冷延原板
JP6536328B2 (ja) * 2015-10-02 2019-07-03 日本製鉄株式会社 疲労特性と成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
TWI598158B (zh) * 2016-09-02 2017-09-11 China Steel Corp Wire production method that dynamically adjusts cooling rate
JP6264515B1 (ja) * 2017-03-31 2018-01-24 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板
CN110461487B (zh) * 2017-04-07 2021-03-30 杰富意钢铁株式会社 黑皮热轧钢板及其制造方法
KR102549938B1 (ko) * 2019-03-29 2023-06-30 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 캔용 강판 및 그의 제조 방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004285435A (ja) * 2003-03-24 2004-10-14 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008231480A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法
CN101665888A (zh) * 2008-09-04 2010-03-10 株式会社神户制钢所 厚钢板

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05148579A (ja) * 1991-11-26 1993-06-15 Nippon Steel Corp 高強度高靭性鋼板
JP3458416B2 (ja) 1993-09-21 2003-10-20 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性に優れた冷延薄鋼板およびその製造方法
US6083455A (en) * 1998-01-05 2000-07-04 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Steels, steel products for nitriding, nitrided steel parts
JP2961263B1 (ja) 1998-08-28 1999-10-12 大阪大学長 繰り返し重ね接合圧延による超微細組織高強度金属板の製造方法
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
WO2001023624A1 (en) * 1999-09-29 2001-04-05 Nkk Corporation Sheet steel and method for producing sheet steel
JP3508657B2 (ja) * 1999-11-17 2004-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4306076B2 (ja) * 2000-02-02 2009-07-29 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
EP1207429B1 (en) * 2000-11-15 2007-02-07 Canon Kabushiki Kaisha Image forming method and apparatus
US7090731B2 (en) * 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
JP4189133B2 (ja) 2001-03-27 2008-12-03 独立行政法人科学技術振興機構 普通低炭素鋼を低ひずみ加工・焼鈍して得られる超微細結晶粒組織を有する高強度・高延性鋼板およびその製造方法
JP2005002385A (ja) * 2003-06-10 2005-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 成形性と靱性に優れた鋼管とその製造方法
JP2005213640A (ja) * 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
JP4681290B2 (ja) * 2004-12-03 2011-05-11 本田技研工業株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
KR100979854B1 (ko) 2005-08-03 2010-09-02 수미도모 메탈 인더스트리즈, 리미티드 열연강판, 냉연강판 및 그들의 제조 방법
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
JP5070864B2 (ja) * 2007-02-02 2012-11-14 住友金属工業株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP5092507B2 (ja) * 2007-04-06 2012-12-05 住友金属工業株式会社 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5256690B2 (ja) 2007-10-25 2013-08-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5251208B2 (ja) * 2008-03-28 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP4564082B2 (ja) * 2008-06-20 2010-10-20 大同メタル工業株式会社 摺動部材
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5521813B2 (ja) * 2010-06-17 2014-06-18 新日鐵住金株式会社 衝撃吸収部材

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2004285435A (ja) * 2003-03-24 2004-10-14 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008231480A (ja) * 2007-03-19 2008-10-02 Jfe Steel Kk 高強度冷延鋼板及び高強度冷延鋼板の製造方法
CN101665888A (zh) * 2008-09-04 2010-03-10 株式会社神户制钢所 厚钢板

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104711483A (zh) * 2015-03-31 2015-06-17 武汉钢铁(集团)公司 一种金相组织稳定的海洋工程用钢及生产方法
CN109563586A (zh) * 2016-08-05 2019-04-02 新日铁住金株式会社 钢板及镀覆钢板
CN112662931A (zh) * 2019-10-15 2021-04-16 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品
CN112662931B (zh) * 2019-10-15 2022-07-12 中国石油化工股份有限公司 一种同时提高奥氏体钢强度和塑性的方法及其产品

Also Published As

Publication number Publication date
US10538823B2 (en) 2020-01-21
US20130192724A1 (en) 2013-08-01
CN103038381B (zh) 2015-11-25
EP2578711A1 (en) 2013-04-10
EP2578711B1 (en) 2019-10-09
EP2578711A4 (en) 2017-05-24
PL2578711T3 (pl) 2020-05-18
KR101456772B1 (ko) 2014-10-31
JPWO2011148490A1 (ja) 2013-07-25
ES2756584T3 (es) 2020-04-27
WO2011148490A1 (ja) 2011-12-01
JP5252128B2 (ja) 2013-07-31
KR20130034027A (ko) 2013-04-04

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103038381B (zh) 钢板及其制造方法
JP5893770B2 (ja) ストリップ連続鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法
JP5893769B2 (ja) ストリップ鋳造法による５５０ＭＰａ級高強度耐候性鋼帯の製造方法
JP5893768B2 (ja) ストリップ鋳造法による７００ＭＰａ級高強度耐候性鋼の製造方法
JP5347392B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347393B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
CN104419878B (zh) 具有耐候性的超高强度冷轧双相钢及其制造方法
CN105483549B (zh) 一种宽薄规格汽车用高强度冷轧钢板及生产方法
CN102822371B (zh) 延展性优良的高张力钢板及其制造方法
JP5347395B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347394B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5369714B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP4644076B2 (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5369712B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5369713B2 (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
CN102925817B (zh) 屈服强度980MPa级冷轧钢板及其制造方法
CN104694822A (zh) 一种屈服强度700MPa级高强度热轧钢板及其制造方法
CN101153371B (zh) 高强度冷成型热连轧钢板及其生产方法
CN104928580A (zh) 低Mn热轧钢及其制备方法
CN111218620B (zh) 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
CN103627951B (zh) 高韧性含硼碳素结构钢板卷及其生产方法
JP5446886B2 (ja) 冷延鋼板の製造方法
CN104419877A (zh) 一种具有耐候性的冷轧马氏体钢及其制造方法
JP2010174283A (ja) 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
CN110527915A (zh) 一种460MPa级热轧H型钢及其生产方法

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
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL Corp.

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: NIPPON STEEL & SUMITOMO METAL Corp.

CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20151125