CN103998638B - 耐时效性优良的钢板及其制造方法 - Google Patents

耐时效性优良的钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN103998638B
CN103998638B CN201280061358.4A CN201280061358A CN103998638B CN 103998638 B CN103998638 B CN 103998638B CN 201280061358 A CN201280061358 A CN 201280061358A CN 103998638 B CN103998638 B CN 103998638B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
rolling
following
group
steel
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201280061358.4A
Other languages
English (en)
Other versions
CN103998638A (zh
Inventor
木津太郎
藤田耕一郎
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 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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=48612168&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=CN103998638(B) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN103998638A publication Critical patent/CN103998638A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN103998638B publication Critical patent/CN103998638B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0236—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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/54—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with boron
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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

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)

Abstract

本发明提供一种耐时效性优良的钢板及其制造方法。具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，并且C和Ti满足Ti*/C≥4(其中，Ti*(质量％)＝Ti－3.4N，Ti、C、N：各元素的含量(质量％))，具有如下组织：以平均粒径为7μm以上的铁素体为主体，并且铁素体的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt为1.1以上。由此，形成耐时效性优良的钢板。

Description

耐时效性优良的钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及优选用于压缩机等的压力容器、或碱性电池、Li电池等的容器的钢板，特别涉及耐时效性(agingresistanceproperty)的提高。
背景技术
近年来，通过真空脱气将C量降低至数十ppm以下，并进一步添加微量的Ti、Nb等碳氮化物形成元素，开发出无固溶C、N的IF(InterstitialFree，无间隙原子)钢板，其可以广泛用于容器等各种用途。无固溶C、N的IF钢板，由于不会发生时效硬化，加工性优良，因此大多情况下用作要求拉深加工等高成型性的容器用钢板。但是，如果减少了钢水的C量，则如非专利文献1所示，由于溶存氧量增加，因此存在氧化铝等夹杂物增加的问题。
最近，从保护地球环境等观点出发，对于将钢板薄壁化、削减钢材使用量这样的要求不断提高。如果根据这种要求，将IF钢板薄壁化时，则夹杂物容易露出至表面，在极薄钢材的情况下，产生了容易形成贯穿板厚的缺陷等问题。另一方面，对于低碳钢板(由于未极端地降低C量，因此夹杂物少，不会产生夹杂物容易露出至表面等问题)而言，由于发生时效硬化，成型性下降，因此在薄壁化时，容易产生冲压裂纹等问题。
因此，关于这种钢板的薄壁化，强烈要求一种夹杂物少，并且不会时效硬化的低碳钢板。
对于该要求，例如，专利文献1中记载了一种成型加工用高强度钢板，以重量％计，含有C：0.01％以上且小于0.1％、Si：0.1～1.2％、Mn：3.0％以下、Ti：(有效*Ti)/C为4～12、B：0.0005～0.005％、Al：0.1％以下、P：0.1％以下、S：0.02％以下、N：0.005％以下。其中，有效*Ti定义为，有效*Ti＝Ti－1.5S－3.43N。根据专利文献1记载的技术，通过含有较多的Si，促进C从铁素体中的排出，进一步将有效*Ti/C调节为4～12，则即使在增加了C量的低C钢板中，也可以完全固定固溶C、N、S等，面内各向异性小，屈服比低，完全非时效，并且可以防止因高温加热所产生的软质化。
另外，专利文献2中记载了一种各向异性小的钢板，其以质量％计，含有C：0.0080～0.0200％、Si：0.02％以下、Mn：0.15～0.25％、Al：0.065～0.200％、N：0.0035％以下、Ti：0.5≤(Ti－(48/14)N－(48/32)S)/((48/12)C)≤2.0，平均结晶粒径为20.0μm以下。根据专利文献2中记载的技术，可以得到作为面内各向异性(in-planeanisotropy)指数的Δr对冷轧率的依赖性小，因制造条件的偏差所导致的Δr变化小的钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平05－5156号公报
专利文献2：日本特开2007－9272号公报
非专利文献
非专利文献1：金属化学入門シリーズ2鉄鋼精錬(金属化学入门系列2钢铁精炼)，p.195，2000年7月发行，金属学会
发明内容
发明所要解决的问题
然而，在专利文献1记载的技术中，虽然促进了C从铁素体中排出，使Ti碳化物在铁素体区析出，但是在铁素体区析出的Ti碳化物微细并且与基体整合析出，因此存在有钢板硬质化，特别是时效后的强度显著提高的问题。另外，即使在专利文献2记载的技术中，也存在有Ti碳化物微细析出，时效后的强度显著提高，成型性下降这样的问题。
本发明目的在于解决这些现有技术的问题，提供一种耐时效性优良的钢板及其制造方法。本发明钢板，可以采用各种厚度，例如，可以特别合适用于板厚：0.5mm以下的极薄材料。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的，对影响耐时效性的各种主要因素进行了深入研究。结果发现，在热轧中，通过使析出物以粗大形式析出，可以增大铁素体晶粒(ferritegrain)的长宽比，即轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt，结果耐时效性显著提高。也就是说，发现通过将铁素体晶粒的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt调整至1.1以上，例如，可以使时效指数AI(agingindex)为10MPa以下。
首先，本发明人对进行实验的结果进行说明。
对钢坯实施各种条件的由粗轧和精轧构成的热轧，制成2.0～4.0mm的热轧板，所述钢坯的组成为以质量％计含有0.015～0.055％C－0.01～0.10％Si－0.1～2.0％Mn－0.01～0.20％P－0.01～0.05％S－0.01～0.12％Al－0.05～0.55％Ti－0.001～0.005％N，并且调整了Ti与C之比。接着，对得到的热轧板进行酸洗，实施冷轧，制成0.25～1.0mm的冷轧板，接着实施各种条件的均热处理。
对得到的钢板进行组织观察，使用实施例中记载的方法分别求出轧制方向的铁素体平均粒径dL和板厚方向的铁素体平均粒径dt。另外，对得到的钢板求出时效指数AI和时效后的屈服应力(使用实施例中记载的方法求出)。需要说明的是，时效指数AI作为如下值而算出：对从得到的钢板裁取的拉伸试验片赋予7.5％的预应变(pre-strain)后，实施100℃×30分钟的时效处理，并由时效处理后的屈服应力减去7.5％预应变后的强度(应力)而得到的值。
得到的结果示于图1、图2。
由图1可知，通过使dL/dt为1.1以上，可以使时效指数AI为10MPa以下。另外，由图2可知，通过使dL/dt为1.1以上，可以使时效后的屈服应力为400MPa以下。
对于通过使dL/dt为1.1以上，可以抑制时效后的强度提高，或者可以使时效指数AI为10MPa以下的机理，迄今尚未明确，但本发明人推测如下。
通过使析出物(TiC)粗大化，特别是不会阻碍轧制方向(相比于板厚方向，析出物的密度低)的铁素体晶粒的生长，因此可以增大铁素体晶粒的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt。并且，通过增大铁素体晶粒的dL/dt，可以在施加应变时使应变集中在板厚方向，在时效处理后，拉伸方向(轧制方向)的屈服应力的增加量变小，结果可以减小时效指数AI。
本发明是基于这种见解，并进一步进行研究而完成的。也就是说，本发明的要旨如下所述。
(1)一种耐时效性优良的钢板，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，并且C和Ti满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质，
具有如下组织：以铁素体相为主体，该铁素体相的平均粒径为7μm以上，并且铁素体相的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt为1.1以上，
下述轧制方向的AI(时效指数agingindex)值为10MPa以下，
Ti*/C≥4…(1)
其中，Ti*＝Ti－3.4N，
Ti、C、N：各元素的质量％含量，
轧制方向的AI值由如下值定义：以轧制方向作为拉伸方向的方式裁取拉伸试验片，赋予7.5％的预应变，由实施100℃×30分钟的时效处理后的屈服应力减去7.5％预应变后的应力得到的值。
(2)如(1)所述的耐时效性优良的钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0005～0.0050％。
(3)如(1)或(2)所述的耐时效性优良的钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％中的1种或2种以上。
(4)如(1)至(3)中任一项所述的耐时效性优良的钢板，其特征在于，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％中的1种或2种。
(5)如(1)至(4)中任一项所述的耐时效性优良的钢板，其特征在于，所述钢板为板厚：0.5mm以下的薄钢板。
(6)如(1)至(5)中任一项所述的耐时效性优良的钢板，其特征在于，所述钢板在表面上具有镀层。
(7)一种耐时效性优良的钢板的制造方法，对钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧板，
其中，所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，并且C和Ti满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质，
Ti*/C≥4…(1)
(其中，Ti*(质量％)＝Ti－3.4N，Ti、C、N：各元素的含量(质量％))
所述热轧中，在900～950℃的温度范围的保持时间为3秒以上，
所述精轧是在精轧结束温度：Ar3相变点以上的温度下结束轧制的轧制，在该精轧结束后，以平均冷却速度：50℃/秒以下冷却所述热轧板，在卷取温度：600℃以上进行卷取。
(8)如(7)所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，所述钢原材在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有B：0.0005～0.0050％。
(9)如(7)或(8)所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，所述钢原材在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％中的1种或2种以上。
(10)如(7)至(9)中任一项所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，所述钢原材在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％中的1种或2种。
(11)如(7)至(10)中任一项所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧中的所述粗轧是总轧制率：80％以上、最终轧制温度：1150℃以下的轧制。
(12)如(7)至(11)中任一项所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，进一步对所述热轧板实施酸洗和冷轧，制成冷轧板，再对该冷轧板实施在650～850℃范围的均热温度下保持10～300秒的均热处理。
(13)如(7)至(12)中任一项所述的耐时效性优良的钢板的制造方法，其特征在于，进一步对所述钢板实施镀覆处理。
对于上述(1)～(4)的钢板组成来说，还可以表现为：
“以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，
或者，以质量％计，进一步(optionally)含有B：0.0005～0.0050％，
或者，以质量％计，进一步含有Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％中的至少任意一种，
或者，以质量％计，进一步含有Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％中的至少任意一种，
并且C和Ti满足下述(1)式，
Ti*/C≥4…(1)
(其中，Ti*(质量％)＝Ti－3.4N，Ti、C、N：各元素的含量(质量％))
余量由Fe和不可避免的杂质构成”。对于上述(7)～(10)的钢原材组成也是同样的。
发明效果
根据本发明，可以容易并且廉价地制造时效指数AI为10MPa以下、耐时效性优良的钢板，在工业上发挥了显著的效果。另外，根据本发明，还具有可以得到时效处理后的屈服应力为400MPa以下，时效后的强度增加较小，加工性的下降较小的钢板的效果。
附图说明
图1是表示铁素体晶粒的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt对时效指数AI产生的影响的图。
图2是表示铁素体晶粒的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt对时效处理后的屈服应力产生的影响的图。
具体实施方式
本发明钢板为热轧钢板、冷轧钢板或镀覆钢板。在任一种钢板中，厚度都没有特别限制，例如，可以特别合适用于0.5mm以下的极薄材料(通常需要冷轧工序)。
首先，对本发明钢板的组成限定理由进行说明。以下，只要没有特别说明，则质量％仅记为％。
C：0.015～0.05％
C具有减少精炼时的溶存氧，抑制夹杂物形成的作用。另外，C促进TiC的形成。为了得到这种效果，必须含有0.015％以上。另一方面，如果含有超过0.05％，则导致钢板硬质化，如果进一步以固溶C的形式存在，则促进时效硬化。因此，将C含量限定为0.015～0.05％的范围。另外，优选为0.02～0.035％。
Si：小于0.10％
对于Si而言，如果大量含有，则钢板硬质化，加工性(pressformability)下降。另外，Si在退火时生成Si氧化被膜，阻碍镀覆性。另外，Si在热轧时，导致奥氏体(γ)→铁素体(α)相变温度上升，因此在γ区中难以析出TiC。因此，将Si含量限定为小于0.10％。另外，优选为0.05％以下，进一步优选为0.04％以下。并且更优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。即使不含有Si，也没有问题。
Mn：0.1～2.0％
Mn在钢中以MnS的形式将有害的S固定，具有抑制S的不良影响的作用。另外，Mn还具有通过固溶使钢硬质化，并且使奥氏体(γ)稳定化的作用。为了得到这种效果，必须含有0.1％以上的Mn。另一方面，如果含有超过2.0％的大量Mn，则在冷却时导致低温相变相(bainiteand/ormartensite)的增加，从而导致钢板的硬质化，使加工性下降。因此，将Mn含量限定为0.1～2.0％的范围。另外，优选为1.0％以下，更优选为0.5％以下，进一步优选为0.3％以下。
P：0.20％以下
P在晶界偏析，导致延展性、韧性下降。另外，P在热轧时，导致奥氏体(γ)→铁素体(α)相变温度上升，因此在γ区中难以析出TiC。因此，希望尽可能地降低P含量，但可以允许0.20％以下。另外，优选为0.1％以下，更优选为0.05％以下，进一步优选为0.03％以下。即使不含有P，也没有问题。
S：0.1％以下
S导致热轧时的延展性显著下降，并且诱发热轧裂纹(hotrollcracking)而导致表面性状显著下降。此外，S基本无助于强度增加，而且形成作为杂质的粗大的MnS，导致延展性和韧性下降。因此，希望尽可能地降低S含量，但可以允许0.1％以下。另外，优选为0.05％以下，更优选为0.02％以下，进一步优选为0.01％以下。即使不含有S，也没有问题。
Al：0.01～0.10％
Al起到脱氧剂的作用。为了得到这种效果，必须含有0.01％以上的Al。另一方面，如果含有超过0.10％的大量Al，则在热轧时，导致奥氏体(γ)→铁素体(α)相变温度上升，因此在γ区中难以析出TiC。因此，将Al含量限定为0.01～0.10％的范围。另外，优选为0.06％以下，更优选为0.04％以下。
N：0.005％以下
N与Ti结合形成TiN，而减少了以Ti碳化物的形式析出的有效Ti量。另外，如果含有大量的N，则在热轧中诱发钢坯裂纹，并由此可能产生较多的表面瑕疵。因此，将N含量限定为0.005％以下。另外，优选为0.003％以下，进一步优选为0.002％以下。即使不含有N，也没有问题。
Ti：0.06～0.5％
Ti通过与固溶C、N结合而形成Ti碳氮化物，具有抑制因固溶C、N而产生的时效硬化的作用。为了得到这种效果，必须含有0.06％以上的Ti。另一方面，如果含有超过0.5％的大量Ti，则导致制造成本高涨，并且在热轧时，导致奥氏体(γ)→铁素体(α)相变温度上升，因此在γ区中难以析出TiC。因此，将Ti含量限定为0.06～0.5％的范围。另外，优选为0.1～0.3％，更优选为0.2％以下，进一步优选为0.15％以下。
需要说明的是，以在上述范围内、并且满足下述(1)式的方式来调整并含有Ti。
Ti*/C≥4…(1)
需要说明的是，其中，Ti*(质量％)＝Ti－3.4N(其中，Ti、C、N：各元素的含量(质量％))。Ti*表示除了以TiN的形式析出以外的Ti量。通过使Ti*/C为4以上，可以使固溶C全部以TiC的形式析出，可以抑制时效硬化。需要说明的是，Ti*/C的上限没有特别限定，只要为10左右以下则足够。另外，Ti*/C优选为5以上，进一步优选为6以上。
上述成分为基本成分，在基本组成的基础上，还可以选择并含有B：0.0005～0.0050％、和/或Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％中的1种或2种以上、和/或Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％中的1种或2种作为选择元素。
B：0.0005～0.0050％
B在热轧时偏析至γ晶界，使晶界稳定化，因此具有减少铁素体的成核点，使铁素体晶粒粗大化的作用。为了得到这种效果，希望含有0.0005％以上。另一方面，如果含有超过0.0050％，则在热轧时，大大抑制了γ的再结晶，因此导致热轧负荷的增大，并且在冷轧后的退火时显著抑制再结晶。因此，在含有时，优选将B含量限定为0.0005～0.0050％的范围。另外，更优选为0.0010～0.0030％，进一步优选为0.0020％以下。
Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％中的1种或2种以上
Nb、V、W、Mo、Cr均为碳化物形成元素，通过形成碳化物而有助于减少固溶C，具有改善耐时效性的作用，可以根据需要选择含有。为了得到这种效果，希望分别含有Nb：0.005％以上、V：0.005％以上、W：0.005％以上、Mo：0.005％以上、Cr：0.005％以上。另一方面，如果分别含有超过Nb：0.1％、V：0.1％、W：0.1％、Mo：0.1％、Cr：0.1％，则导致钢板的硬质化，使加工性下降。因此，在含有时，优选分别限定为Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％的范围。另外，更优选为Nb：0.05％以下、V：0.05％以下、W：0.05％以下、Mo：0.05％以下、Cr：0.05％以下。
Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％中的1种或2种
Ni、Cu均具有在热轧时使γ相细粒化，促进TiC在γ相中析出的作用，可以根据需要含有1种或2种。为了得到这种效果，需要分别含有Ni：0.01％以上、Cu：0.01％以上。另一方面，分别含有超过Ni：0.1％、Cu：0.1％时，则热轧时的轧制负荷增大，生产率显著下降。因此，在含有时，优选分别限定为Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％的范围。另外，更优选为Ni：0.05％以下、Cu：0.05％以下。
上述成分以外的余量由Fe和不可避免的杂质构成。需要说明的是，不可避免的杂质以Sn、Mg、Co、As、Pb、Zn、O的合计计，可以允许0.5％以下。
接着，对本发明钢板则组织限定理由进行说明。
本发明钢板具有以软质并且加工性优良的铁素体为主体的组织。此处，“主体”是指在钢板的截面处进行观察，以面积率计占95％以上、优选98％以上、更优选100％的组织。需要说明的是，作为铁素体以外的第二相，可以举例珠光体、渗碳体、贝氏体、马氏体等。
另外，在本发明钢板中，作为主体的铁素体是轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt为1.1以上的相。通过使铁素体的轧制方向平均粒径dL大于铁素体的板厚方向平均粒径dt，从而耐时效性提高。其原因在于，通过使dL大于dt，即dL/dt为1.1以上，可以在施加应变时使应变集中在板厚方向，在时效处理后，拉伸方向(轧制方向)的屈服应力的增加量变小，结果可以减小时效指数AI。另外，dL/dt优选为1.2以上，更优选为1.3以上。另外，优选的上限为2.0左右。
另外，在本发明钢板中，作为主体的铁素体的平均粒径为7μm以上。需要说明的是，作为铁素体的平均粒径，使用由铁素体的轧制方向平均粒径dL、板厚方向平均粒径dt，算出2/(1/dL+1/dt)得到的值。
如果铁素体的平均粒径变小，则钢板硬质化，加工性下降。因此，在本发明中将铁素体的平均粒径限定为7μm以上。铁素体的平均粒径的上限没有特别限定，但是如果粒径变大，则在加工时容易形成被称为橘皮状缺陷的表面凹凸纹路。因此，希望将铁素体的平均粒径设定为50μm以下。另外，更优选为30μm以下。
接着，对本发明钢板的优选制造方法进行说明。
在本发明中，将钢原材铸造后，加热冷片或温片，或者直接对热片实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧板。
钢原材的制造方法不需要特别限定，优选使用转炉、电路等常用的熔炼方法熔炼具有上述组成的钢水，并使用连铸法等常用的铸造方法制成钢坯等钢原材。
铸造后的钢原材，在保持为能够进行热轧程度的温度的情况下直接实施热轧，若非上述情况，则对冷片或热片(或温片)进行再加热，然后实施热轧，制成热轧板。需要说明的是，用于热轧的再加热温度不需要特别限定，但优选为1100～1300℃。
当钢原材的再加热温度低于1100℃时，变形阻力高，对轧机的负荷过大，难以进行预期的热轧。另一方面，如果是超过1300℃的温度，则氧化皮损耗过多，导致成品率下降，并且晶粒的粗大化显著，因此难以确保预期的特性。
在本发明钢板的制造方法中，热轧是在热轧过程中，在900～950℃的温度范围的保持时间为3秒以上的轧制。
通过在作为奥氏体区的900～950℃的温度范围进行保持，增加了TiC析出的驱动力，可以促进TiC的析出。另外，使保持时间为3秒以上。优选为5秒以上，进一步优选为10秒以上。在该奥氏体区中的保持，只要是在热轧的过程中，则可以在精轧前，也可以在精轧的过程中。也就是说，所谓“保持”只要可以在规定的温度范围中维持规定的时间就够了，在该保持中也可以受到轧制变形。
粗轧只要可以确保预期尺寸形状的薄板坯即可，对于其条件，不需要特别限定，但是从促进TiC在奥氏体区析出的观点出发，优选将粗轧中的总轧制量设定为80％以上，将粗轧的轧制结束温度设定为1150℃以下。
粗轧中的总轧制率：80％以上
通过增大粗轧中的轧制率，TiC容易产生应变诱导析出(straininducedprecipitation)，可以促进奥氏体区中的TiC析出。为了得到这种效果，希望将总轧制率设定为80％以上。另外，优选为85％以上，进一步优选为88％以上。粗轧中的总轧制率的上限没有特别限定，优选为通常的粗轧设备能够进行的范围，即95％以下。
粗轧的轧制结束温度为1150℃以下
通过降低粗轧的轧制结束温度，TiC的应变诱导析出变得显著，可以促进奥氏体区中的TiC析出。为了得到这种效果，优选设定为1150℃以下。另外，更优选为1100℃以下，进一步优选为1050℃以下。从与之后的精轧的关系考虑，优选为1000℃以上。
结束粗轧后，实施精轧，制成热轧板。
精轧结束温度：Ar3相变点以上
对于精轧而言，在Ar3相变点以上的精轧结束温度结束轧制。当精轧结束温度低于Ar3相变点时，在轧制中生成铁素体，因此TiC的析出驱动力提高，结果TiC因轧制时的加工应变而产生应变诱导析出，TiC微细地析出至铁素体中。因此，无法确保预期的低时效指数AI。需要说明的是，Ar3相变点使用由在950℃下进行50％轧制后、以10℃/秒的冷却速度进行冷却时的热膨胀曲线求出的值。
热轧结束后，对热轧板以平均冷却速度：50℃/秒以下进行冷却，并在600℃以上的温度下进行卷取。
热轧结束后的平均冷却速度：50℃/秒以下
如果减慢热轧结束后的冷却，则能够以在奥氏体区中析出的TiC为核，使TiC粗大地析出。因此，将热轧结束后的冷却速度，即精轧结束至卷取为止的平均冷却速度限定为50℃/秒以下。如果热轧结束后的冷却速度超过50℃/秒，则TiC微细地析出，无法确保粗大的TiC。另外，优选为40℃/秒以下，更优选为30℃/秒以下，进一步优选为20℃/秒以下。热轧结束后的冷却速度的下限不需要特别限定，但是由于在缓慢的冷却中，氧化皮变厚，导致成品率下降，因此优选设定为10℃/秒以上。
卷取温度：600℃以上
如果卷取温度为低温，则析出的碳化物(TiC)变得微细，钢板硬质化，而且碳化物的析出不充分，C处于固溶状态。如果固溶C残留，则该钢板时效硬化。为了避免这种情况，将卷取温度设定为600℃以上。另外，优选为620℃以上，更优选为650℃以上。卷取温度的上限没有特别限定，但是从防止由氧化皮引起的表面缺陷的动机考虑，优选将上限设定为750℃。
得到的热轧板可以直接制成成品板材(热轧钢板)，也可以根据需要，对热轧板实施酸洗和冷轧，再实施退火(均热处理)，使其再结晶，从而制成冷轧退火板(冷轧钢板)。
酸洗按照常规方法进行即可。另外，冷轧的轧制率(冷轧率)不需要特别限定，优选为使用通常的冷轧设备可以轧制的50～95％。随着冷轧率增大，存在有再结晶后的铁素体晶粒变小的倾向，因此优选将冷轧率设定为90％以下。另外，随着冷轧率增大，织构发达，成型性提高，因此优选将冷轧率设定为70％以上。另外，更优选为80％以上，进一步优选为85％以上。
进一步对冷轧板实施均热处理(退火)，使其再结晶，制成冷轧退火板。
均热处理温度(均热温度)：650～850℃
当均热(退火)温度低于650℃时，无法充分产生再结晶，因此无法确保预期的延展性。另一方面，在超过850℃的温度下，TiC再固溶，固溶C残留，铁素体晶粒生长，等轴粒化(近似于polygonalferrite)进行。因此，有时轧制方向的铁素体粒径与板厚方向的铁素体粒径之比dL/dt小于1.1。因此，均热处理温度(均热温度)优选为650～850℃范围的温度。另外，更优选为700～800℃，进一步优选为700～770℃，特别优选为700～750℃。
均热处理的均热时间：10～300秒
当均热时间小于10秒时，由于再结晶未结束，因此延展性下降。另一方面，如果超过300秒，则铁素体晶粒生长，产生等轴粒化，因此有时dL/dt小于1.1。因此，均热处理的均热时间优选为10～300秒的范围。另外，更优选为30～200秒，进一步优选为60～200秒。
另外，至均热处理(退火)中的均热温度的加热速度，不需要特别限定，只要是使用通常的加热炉等设备能够加热的加热速度，即1～50℃/秒，就没有问题。均热处理(退火)后的冷却速度也不需要特别限定。
需要说明的是，还可以根据需要对钢板实施延伸率：0.5～3％左右的表面光轧。
另外，对于通过上述方法制造的钢板(热轧钢板、冷轧钢板)来说，为了提高耐腐蚀性，还可以进一步实施镀覆处理。作为镀覆处理，选自由热镀锌、电镀锌、Ni镀、Sn镀、Cr镀、Al镀所构成组中的各种镀覆或者它们的合金镀均可适用。另外，对作为基板的钢板进行镀覆处理后，为了提高耐腐蚀性，还可以进一步实施扩散退火，进行扩散合金镀(diffusionalalloygalvanizing)。
在实施镀覆处理后，即使形成化学转化处理被膜(chemicalconversioncoating)或者树脂被膜等，也没有任何问题。
实施例
在转炉中熔炼表1所示组成的钢水，并通过连铸法制造钢原材(钢坯：壁厚250mm)。需要说明的是，虽然表1中未记载，但是在N：0.006％，其它化学成分与钢No.1相同的钢中产生了钢坯裂纹。将这些钢原材加热至表2所示的加热温度，在表2所示的条件下进行由粗轧和精轧构成的热轧，或者再酸洗，实施冷轧和退火(均热处理)，制成表2所示板厚的钢板(热轧钢板或冷轧钢板)。需要说明的是，在热轧过程中，进行在900～950℃的范围中保持3秒以上的轧制。另外，对于部分钢板，在表2所示的条件(表面光轧率)下实施表面光轧。Ar3相变点通过前述方法求出。
从所得的钢板上裁取试验片，实施组织观察、拉伸试验、时效试验。试验方法如下所述。
(1)组织观察
从所得的钢板上裁取组织观察用试验片，研磨轧制方向截面，用腐蚀液：硝酸乙醇腐蚀液进行腐蚀，露出组织，用光学显微镜(倍率：100倍)观察。
首先，对于轧制方向截面上板厚×1mm的区域，分别求出各铁素体晶粒的轧制方向和板厚方向的切片长度，分别算出其算术平均值，作为轧制方向的平均切片长度和板厚方向的平均切片长度。然后，将该轧制方向的平均切片长度和板厚方向的平均切片长度作为轧制方向的铁素体平均粒径dL、板厚方向的铁素体平均粒径dt。将由这些dL、dt，并使用下式2/(1/dL+1/dt)算出的值定义为平均铁素体粒径。另外，由这些dL、dt，算出dL/dt。
另外，对于轧制方向截面上板厚×1mm的区域，基于拍摄的组织照片，通过图像分析，以相对于组织全体的面积率(％)，求出铁素体的组织百分率(面积％)。
(2)拉伸试验
以拉伸方向为轧制方向的方式，从所得的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，按照JISZ2241的规定，以拉伸速度：10mm/分钟实施拉伸试验，求出拉伸特性(屈服点YP、拉伸强度TS、伸长率El)。
(3)时效试验
以拉伸方向为轧制方向的方式，从所得的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，首先对该拉伸试验片赋予7.5％的预应变，然后实施100℃×30分钟的时效处理。时效处理后，按照JISZ2241的规定，实施拉伸试验，求出时效处理后的屈服应力。然后，算出时效处理后的屈服应力与赋予7.5％预应变后的强度(应力)之差(增加量)，作为AI(时效指数)。需要说明的是，以拉伸方向为轧制方向的方式，从所得的钢板上裁取JIS5号拉伸试验片，在50℃下对该拉伸试验片实施3个月的时效处理，然后以拉伸速度：10mm/分钟实施拉伸试验，求出时效处理后的屈服点YP。
所得的结果示于表3。
表3
*)平均铁素体结晶粒径＝2/(1/dL+1/dt)
dL:轧制方向的铁素体平均结晶粒径(μm)、dt:板厚方向的铁素体平均结晶粒径(μm)
**)时效处理:50℃×3个月
本发明例均得到了AI(时效指数)低于10MPa，并且时效后的屈服应力(屈服点)为400MPa以下，耐时效性优良的钢板。另一方面可知，在本发明范围之外的比较例，时效后的屈服应力超过400MPa，AI(时效指数)一般也超过10MPa，耐时效性下降。另外可知，即使是在γ区TiC无法充分析出的条件下制造的钢板，在之后的析出条件适合的情况下，AI有时也为10MPa以下(钢板No.6)，但这时dL/dt未达到1.1以上，并且时效后的屈服应力超过400MPa。

Claims (12)

1.一种耐时效性优良的钢板，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，并且C和Ti满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质，
具有如下组织：以铁素体相为主体，该铁素体相的平均粒径为7μm以上，并且铁素体相的轧制方向平均粒径dL与板厚方向平均粒径dt之比dL/dt为1.1以上，
下述轧制方向的时效指数AI值为10MPa以下，
Ti*/C≥4…(1)
其中，Ti*＝Ti－3.4N，
Ti、C、N：各元素的质量％含量，
轧制方向的AI值由如下值定义：以轧制方向作为拉伸方向的方式裁取拉伸试验片，赋予7.5％的预应变，由实施100℃×30分钟的时效处理后的屈服应力减去7.5％预应变后的应力得到的值。
2.如权利要求1所述的钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有下述A组～C组中的至少一组，
A组：B：0.0005～0.0050％；
B组：选自由Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％所构成组中的至少一种；
C组：选自由Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％所构成组中的至少一种。
3.如权利要求1所述的钢板，其中，所述钢板为板厚：0.5mm以下的薄钢板。
4.如权利要求2所述的钢板，其中，所述钢板为板厚：0.5mm以下的薄钢板。
5.如权利要求1至4中任一项所述的钢板，其中，所述钢板在表面上具有镀层。
6.一种耐时效性优良的钢板的制造方法，对钢原材进行加热，实施由粗轧和精轧构成的热轧，制成热轧板，
其中，所述钢原材具有如下组成：以质量％计，含有C：0.015～0.05％、Si：小于0.10％、Mn：0.1～2.0％、P：0.20％以下、S：0.1％以下、Al：0.01～0.10％、N：0.005％以下、Ti：0.06～0.5％，并且C和Ti满足下述(1)式，余量为Fe和不可避免的杂质，
所述热轧中，在900～950℃的温度范围的保持时间为3秒以上，
所述精轧是在精轧结束温度：Ar3相变点以上的温度下结束轧制的轧制，在该精轧结束后，以平均冷却速度：50℃/秒以下冷却所述热轧板，在卷取温度：600℃以上进行卷取，
Ti*/C≥4…(1)
其中，Ti*＝Ti－3.4N，
Ti、C、N：各元素的质量％含量。
7.如权利要求6所述的钢板的制造方法，其中，所述钢原材在所述组成的基础上，以质量％计，进一步含有下述A组～C组中的至少一组，
A组：B：0.0005～0.0050％；
B组：选自由Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％、W：0.005～0.1％、Mo：0.005～0.1％、Cr：0.005～0.1％所构成组中的至少一种；
C组：选自由Ni：0.01～0.1％、Cu：0.01～0.1％所构成组中的至少一种。
8.如权利要求6所述的钢板的制造方法，其中，所述热轧中的所述粗轧是总轧制率：80％以上、最终轧制温度：1150℃以下的轧制。
9.如权利要求7所述的钢板的制造方法，其中，所述热轧中的所述粗轧是总轧制率：80％以上、最终轧制温度：1150℃以下的轧制。
10.如权利要求6至9中任一项所述的钢板的制造方法，其中，进一步对所述热轧板实施酸洗和冷轧，制成冷轧板，再对该冷轧板实施在650～850℃范围的均热温度下保持10～300秒的均热处理。
11.如权利要求6至9中任一项所述的钢板的制造方法，其中，进一步对所述钢板实施镀覆处理。
12.如权利要求10所述的钢板的制造方法，其中，进一步对所述钢板实施镀覆处理。
CN201280061358.4A 2011-12-12 2012-12-10 耐时效性优良的钢板及其制造方法 Active CN103998638B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-270937 2011-12-12
JP2011270937 2011-12-12
PCT/JP2012/007870 WO2013088692A1 (ja) 2011-12-12 2012-12-10 耐時効性に優れた鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN103998638A CN103998638A (zh) 2014-08-20
CN103998638B true CN103998638B (zh) 2016-05-18

Family

ID=48612168

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201280061358.4A Active CN103998638B (zh) 2011-12-12 2012-12-10 耐时效性优良的钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US9828648B2 (zh)
EP (1) EP2792763B1 (zh)
JP (1) JP5569657B2 (zh)
KR (1) KR101650641B1 (zh)
CN (1) CN103998638B (zh)
IN (1) IN2014KN01133A (zh)
WO (1) WO2013088692A1 (zh)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6086080B2 (ja) * 2014-02-05 2017-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6086078B2 (ja) * 2014-02-05 2017-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP6156260B2 (ja) * 2014-06-12 2017-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP6210179B2 (ja) * 2015-05-29 2017-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
MX2018001947A (es) * 2015-08-19 2018-06-19 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
CN105543648A (zh) * 2015-12-15 2016-05-04 安徽楚江特钢有限公司 一种高强度微钢合金的生产工艺
JP6468405B1 (ja) * 2017-03-31 2019-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法と王冠およびｄｒｄ缶
CN111989509B (zh) * 2018-04-13 2023-06-20 日本制铁株式会社 压制成型钢制品
JP7335489B2 (ja) * 2019-05-13 2023-08-30 日本製鉄株式会社 超音波接合用鋼板及び超音波接合方法
CN112195407A (zh) * 2020-09-30 2021-01-08 首钢集团有限公司 一种具有高塑性应变比的Ti-IF钢及其制备方法
CN114369752A (zh) * 2022-01-01 2022-04-19 日照钢铁控股集团有限公司 一种拉拔性能优良的冷成形药芯焊丝带钢及其生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3725367B2 (ja) * 1999-05-13 2005-12-07 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101135025A (zh) * 2006-08-31 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 一种罩式炉生产冷轧高强度超深冲钢板及其制造方法
CN101663412A (zh) * 2007-04-26 2010-03-03 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板及其制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2599466B2 (ja) * 1989-10-17 1997-04-09 新日本製鐵株式会社 非時効性に優れた低降状比構造用鋼材およびその製造方法
JP3299287B2 (ja) 1990-08-17 2002-07-08 川崎製鉄株式会社 成形加工用高強度鋼板とその製造方法
JP3390596B2 (ja) * 1995-03-23 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 靱性に優れる低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JPH10183293A (ja) * 1996-12-20 1998-07-14 Nippon Steel Corp 靭性の優れた低降伏点鋼およびその製造方法
JP3371746B2 (ja) * 1997-03-26 2003-01-27 日本鋼管株式会社 自動車車体強度部材用高成形性高張力冷延鋼板およびその製造方法
JPH10317094A (ja) * 1997-05-23 1998-12-02 Sumitomo Metal Ind Ltd 耐デント性に優れた高成形性冷延高張力鋼板
CN1101482C (zh) * 1998-04-08 2003-02-12 川崎制铁株式会社 罐用钢板及其制造方法
TWI248977B (en) * 2003-06-26 2006-02-11 Nippon Steel Corp High-strength hot-rolled steel sheet excellent in shape fixability and method of producing the same
JP4552775B2 (ja) 2005-06-30 2010-09-29 Ｊｆｅスチール株式会社 異方性の小さい鋼板およびその製造方法
JP4901623B2 (ja) * 2007-07-20 2012-03-21 新日本製鐵株式会社 打ち抜き穴広げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5068688B2 (ja) 2008-04-24 2012-11-07 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた熱延鋼板
ES2588377T3 (es) 2008-12-23 2016-11-02 The Procter & Gamble Company Composición limpiadora de superficies duras ácida y líquida
CN101921951B (zh) * 2009-06-16 2012-08-29 上海梅山钢铁股份有限公司 低铝含量高抗时效性能冷成型用热轧薄钢板及其制造方法
JP5338525B2 (ja) 2009-07-02 2013-11-13 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れた高降伏比型熱延鋼板及びその製造方法
JP5453973B2 (ja) * 2009-07-15 2014-03-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5499559B2 (ja) * 2009-08-12 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性と耐ねじり疲労特性に優れた自動車足回り部材用高張力鋼材及びその製造方法
CN101643828B (zh) * 2009-08-25 2011-05-25 武汉钢铁(集团)公司 一种耐时效镀锡原板的生产方法
JP5609786B2 (ja) 2010-06-25 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5765080B2 (ja) 2010-06-25 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 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

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3725367B2 (ja) * 1999-05-13 2005-12-07 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた超微細フェライト組織高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN101135025A (zh) * 2006-08-31 2008-03-05 宝山钢铁股份有限公司 一种罩式炉生产冷轧高强度超深冲钢板及其制造方法
CN101663412A (zh) * 2007-04-26 2010-03-03 杰富意钢铁株式会社 罐用钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2792763A1 (en) 2014-10-22
US20140366994A1 (en) 2014-12-18
WO2013088692A1 (ja) 2013-06-20
KR20140098218A (ko) 2014-08-07
CN103998638A (zh) 2014-08-20
US9828648B2 (en) 2017-11-28
EP2792763A4 (en) 2014-11-19
JP5569657B2 (ja) 2014-08-13
EP2792763B1 (en) 2017-06-28
KR101650641B1 (ko) 2016-08-23
IN2014KN01133A (zh) 2015-10-16
JPWO2013088692A1 (ja) 2015-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN103998638B (zh) 耐时效性优良的钢板及其制造方法
CN107208206B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102834539B (zh) 温加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN107109571B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102822371B (zh) 延展性优良的高张力钢板及其制造方法
CN104093873B (zh) 热镀锌钢板及其制造方法
CN106574318B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
CN107208225B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN102947476B (zh) 形状冻结性优良的冷轧薄钢板及其制造方法
CN102822359B (zh) 深拉深性优良的高强度钢板的制造方法
CN107208205B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN108474069A (zh) 高强度钢板、高强度镀锌钢板及其制造方法
CN103201403B (zh) 深冲性和烧结硬化性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107208236A (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN107208226B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN101939456A (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN107208237B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2008136290A1 (ja) 缶用鋼板およびその製造方法
CN107250408B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN103958712B (zh) 深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP6326761B2 (ja) ホットスタンプ鋼材の製造方法、ホットスタンプ用鋼板の製造方法及びホットスタンプ用鋼板
CN103534378A (zh) 高碳薄钢板及其制造方法
CN103857817A (zh) 深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN104011240A (zh) 高强度钢板及其制造方法

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