CN104040002A - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度热轧钢板，具有以质量％计含有C：0.05～0.12％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.5～1.8％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.07％、N：0.006％以下、Ti：0.05～0.15％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，在板厚的1/8至3/8的位置，Ti的含量[Ti]中以析出物形式存在的Ti*量为0.3×[Ti]～0.6×[Ti]，并且具有贝氏体相在组织整体中所占的面积率超过95％的显微组织。

Description

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行驶部件和车架等结构部件的高强度热轧钢板，特别是涉及具有780MPa以上的拉伸强度TS的焊接接头特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的立场出发，由汽车的轻量化引起的燃料效率提高成为全球化的课题。为了实现汽车的轻量化，除了改变行驶部件和车架等结构部件的形状之外，还需要对结构部件中使用的钢板进行高强度化。特别是期待具有780MPa以上的TS的高强度热轧钢板的应用，但一般而言，使钢板高强度化时，加工性等特性降低。因此，对于具有780MPa以上的TS的高强度热轧钢板，提出了谋求提高加工性、特别是延伸凸缘性和焊接性等的技术。
例如，专利文献1中公开了一种耐氢脆化、焊接性、加工性(扩孔性)优良的高强度薄钢板，其中，以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～3.0％、Mn：0.01～4.0％、P：0.0001～0.020％、S：0.0001～0.020％、Al：0.01～0.23％、N：0.0001～0.01％，含有Ni：0.001～5.5％、Cu：0.001～3.0％、Cr：0.001～5.0％、Mo：0.005～5％中的一种以上，且余量由Fe和不可避免的杂质构成，显微组织含有以面积率计合计为34～97％的贝氏体、贝氏体铁素体中的一种或两种作为主相，作为第二相的奥氏体的面积率(Vγ)为3～30％，余量由铁素体和/或马氏体构成，TS为800MPa以上，并且满足下述(1-1)式和(1-2)式。
0≤0.8×{2Cu+20Mo+3Ni+Cr}-{0.1-3.5×107×(TS)-3.1}-0.3Vγ…(1-1)
0≤Si+Al+7.67C-1.78…(1-2)
在此，TS表示拉伸强度(MPa)，元素符号表示钢中含有的各元素的质量％。
另外，专利文献2中公开了一种加工性(延伸凸缘性)、疲劳特性、点焊性优良的低屈服比高强度热轧钢板，其中，具有如下组成：以质量％计，含有C：0.18％以下、Si：0.5～2.5％、Mn：0.5～2.5％、P：0.05％以下、S：0.02％以下及Al：0.01～0.1％，还含有Ti：0.02～0.5％及Nb：0.02～1.0％中的任意一种或两种，并且这些Ti和Nb以在与C的关系中满足C≥0.05+Ti/4+Nb/8的方式含有，余量由Fe和不可避免的杂质构成，并且该组织由析出有Ti和/或Nb的碳化物的铁素体和马氏体构成、或者由析出有上述碳化物的铁素体、马氏体及残余奥氏体构成。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4091894号公报
专利文献2：日本专利第3219820号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1、2中记载的高强度薄(热轧)钢板而言，焊接接头部的强度与母材的强度相比均大幅降低，容易引起焊接接头部的断裂，存在不能得到优良的焊接接头特性的问题。
本发明的目的在于提供具有780MPa以上的TS、除了加工性优良之外焊接接头特性也优良的高强度热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述目的而进行了深入的研究，结果发现，为了使焊接接头部的强度接近母材的强度，以下方法是有效的：对成分组成(chemical composition)进行控制，在板厚的1/8至3/8的位置，使作为母材的钢板的组织为以贝氏体相为主体的组织，并且确保一定量的Ti的析出物，从而实现焊接接头部的组织和硬度的均匀化。
本发明是基于这样的见解而完成的，提供一种高强度热轧钢板，具有以质量％计含有C：0.05～0.12％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.5～1.8％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.07％、N：0.006％以下、Ti：0.05～0.15％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，在板厚的1/8至3/8的位置，Ti的含量[Ti]中以析出物形式存在的Ti*量为0.3×[Ti]～0.6×[Ti]，并且具有贝氏体相在组织整体中所占的面积率超过95％的显微组织。
对于本发明的高强度热轧钢板而言，优选设定为以质量％计还分别或同时含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％中的至少一种元素、选自Cr：0.005～0.3％、Mo：0.005～0.3％、Cu：0.005～0.5％、Ni：0.005～0.5％中的至少一种元素、B：0.0002～0.005％、选自Ca：0.0005～0.02％、REM：0.0005～0.02％中的至少一种元素的成分组成。
本发明的高强度热轧钢板可以通过如下步骤制造：将具有上述成分组成的钢坯在1150～1300℃的加热温度下加热，在Ar3相变点～Ar3相变点+100℃的精轧温度(hot rolling finishing temperature)下进行热轧，然后，在2.0秒以内开始冷却并在20秒以内在350～550℃的卷取温度(coiling temperature)下进行卷取时，在650～550℃的温度范围用2～5秒进行冷却。
发明效果
通过本发明，能够制造具有780MPa以上的TS、除了加工性优良之外焊接接头特性也优良的高强度热轧钢板。本发明的高强度热轧钢板不仅适于汽车的行驶部件和车架等结构部件，而且也适于其他机械结构部件的轻量化。
附图说明
图1是表示焊接接头部中的母材的板厚1/4位置相当部的断面硬度分布的图。
具体实施方式
以下，对本发明的详细情况进行说明。需要说明的是，表示各成分元素的含量的“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。
1)成分组成
C：0.05～0.12％
C是主要通过相变强化使强度增加并且通过贝氏体相的微细化而有助于提高冲裁加工性的元素。为了表现出这样的效果，需要使C量为0.05％以上。另一方面，C量超过0.12％时，会使焊接接头特性大幅降低。因此，C量设定为0.05～0.12％，优选为0.07～0.11％。
Si：0.05～1.0％
Si是通过固溶强化使强度稳定并且也有助于提高延展性的元素。为了表现出这样的效果，需要使Si量为0.05％以上。另一方面，Si量超过1.0％时，不仅会使表面性状降低，而且会促进焊接HAZ部(heat-affected zone)的软化，从而使焊接接头部的强度大幅降低。因此，Si量设定为0.05～1.0％，优选为0.05～0.8％。
Mn：0.5～1.8％
Mn是主要通过相变强化使强度增加的元素。为了表现出这样的效果，需要使Mn量为0.5％以上。另一方面，Mn量超过1.8％时，中心偏析变得显著，使各种特性降低，并且在焊接HAZ部形成显著硬化的部分，从而使焊接接头部的强度大幅降低。因此，Mn量设定为0.5～1.8％，优选为1.0～1.6％。
P：0.04％以下
P是在晶界发生偏析而对焊接接头部的韧性等产生不良影响的元素。因此，P量设定为0.04％以下，优选尽可能降低。P的含量即使为0(零)也没有问题。
S：0.0030％以下
S形成硫化物而使加工性降低。因此，S量设定为0.0030％以下，优选尽可能降低。S的含量即使为0(零)也没有问题。
Al：0.005～0.07％
Al是作为脱氧剂起作用的元素。为了表现出这样的效果，需要使Al量为0.005％以上。另一方面，Al量超过0.07％时，对焊接接头部的韧性产生不良影响。因此，Al量设定为0.005～0.07％，优选为0.015～0.05％。
N：0.006％以下
N形成粗大的氮化物而使加工性降低。因此，N量设定为0.006％以下，优选尽可能降低。N的含量即使为0(零)也没有问题。
Ti：0.05～0.15％
Ti是本发明中最重要的元素，对贝氏体相的形成、焊接HAZ部的硬度均匀化产生显著的影响。为了表现出这样的效果，需要使Ti量为0.05％以上。另一方面，Ti量超过0.15％时，对焊接接头部的韧性产生不良影响。因此，Ti量设定为0.05～0.15％。
在板厚的1/8至3/8的位置的Ti的含量[Ti]中以析出物形式存在的Ti*：0.3×[Ti]～0.6×[Ti]
Ti*量在该范围之外时，焊接HAZ部的硬度的不均变大，焊接接头部的强度与母材的强度相比大幅降低。因此，Ti*量设定为0.3×[Ti]～0.6×[Ti]。
需要说明的是，在板厚的1/8至3/8的位置的Ti*量的测定方法如下所述。首先，将钢板通过磨削加工除去从表面至板厚1/8为止的部分、以及从背面至板厚3/8的部分，制作仅仅板厚的1/8至3/8的部分的样品。将该样品进行10％AA(乙酰丙酮)电解提取，对残渣进行碱熔，进行ICP测定，由此求出在板厚的1/8至3/8的位置的Ti*量。关于在板厚的1/8至3/8的位置的Ti的含量[Ti]，将如上制作的仅仅板厚的1/8至3/8的部分的样品通过通常的化学分析对Ti进行定量即可，但由于该值仅仅是钢板的整个板厚的样品的Ti量与测定误差的范围以内的差，因此，可以将钢板整个板厚的Ti量作为在板厚的1/8至3/8的位置的Ti的含量[Ti]。需要说明的是，上述中，Ti析出物主要为Ti碳化物、Ti氮化物、Ti硫化物以及含有它们的复合析出物。
余量由Fe和不可避免的杂质构成，但基于下述的理由，优选还分别或同时含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％中的至少一种元素、选自Cr：0.005～0.3％、Mo：0.005～0.3％、Cu：0.005～0.5％、Ni：0.005～0.5％中的至少一种元素、B：0.0002～0.005％、选自Ca：0.0005～0.02％、REM：0.0005～0.02％中的至少一种元素。
选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％中的至少一种
这些元素均为碳氮化物形成元素，与Ti同样对贝氏体相的形成、焊接HAZ部的硬度均匀化带来影响。为了表现出这样的效果，优选使各自的量为0.005％以上。另一方面，各自的量超过0.1％时，这样的效果饱和，导致成本升高。因此，优选Nb量设定为0.005～0.1％，V量设定为0.005～0.1％。
选自Cr：0.005～0.3％、Mo：0.005～0.3％、Cu：0.005～0.5％、Ni：0.005～0.5％中的至少一种
这些元素具有使淬透性提高的作用，特别是使贝氏体相变温度降低、使贝氏体相微细化而有助于提高冲裁加工性的元素。为了表现出这样的效果，优选使各自的量为0.005％以上。另一方面，Cr量超过0.3％时，耐腐蚀性降低，Mo量超过0.3％时，这样的效果饱和，导致成本升高。另外，Cu量、Ni量超过0.5％时，在热轧中容易产生表面缺陷。因此，优选Cr量为0.005～0.3％、Mo量为0.005～0.3％、Cu量为0.005～0.5％、Ni量为0.005～0.5％。更优选分别为0.005～0.1％、0.005～0.1％、0.005～0.2％、0.005～0.2％。
B：0.0002～0.005％
B是在晶界发生偏析而对贝氏体组织形成有用的元素。为了表现出这样的效果，优选使B量为0.0002％以上。另一方面，B量超过0.005％时，容易发生焊接破裂。因此，B量优选设定为0.0002～0.005％。更优选0.0002～0.0025％。
选自Ca：0.0005～0.02％、REM：0.0005～0.02％中的至少一种
Ca、REM是对控制硫化物的形态有效的元素。为了表现出这样的效果，优选使各自的量为0.0005％以上。另一方面，各自的量超过0.02％时，这样的效果饱和，导致成本升高。因此，优选Ca量为0.0005～0.02％、REM量为0.0005～0.02％。更优选分别为0.0005～0.005％。
2)显微组织
为了实现780MPa以上的TS和优良的加工性、以及焊接HAZ部的硬度均匀化而得到优良的焊接接头特性，除了控制上述Ti*量之外，还需要使在板厚的1/8至3/8的位置的贝氏体相在组织整体中所占的面积率超过95％。在此，贝氏体相是指贝氏体相和贝氏体铁素体相。另外，作为这样的贝氏体相以外的相，多边形铁素体相、珠光体相、马氏体相、残余奥氏体相、碳化物合计小于5％时，即使含有也不会损害本发明效果。
需要说明的是，关于在板厚的1/8至3/8的位置的贝氏体相在组织整体中所占的面积率，裁取扫描电子显微镜(SEM)用试验片，对与轧制方向平行的板厚断面进行研磨后，用3％硝酸乙醇(nital)溶液进行腐蚀，从板厚的1/8至3/8的位置为止，在板厚方向上以等间隔5点以上的位置，以3000倍的倍率拍摄SEM照片，通过图像分析处理测定贝氏体相的面积，作为在观察视野的面积中所占的比例(百分率)求出。
3)制造条件
钢坯的加热温度：1150～1300℃
热轧前的钢坯的加热温度对控制显微组织和析出物非常重要。加热温度低于1150℃时，在钢坯中析出的碳氮化物的熔化变得不充分，无法实现期望的合金元素的效果。另一方面，加热温度超过1300℃时，在加热时奥氏体晶粒变得粗大，热轧后的显微组织变得不均匀，并且容易产生氧化皮性缺陷。因此，将钢坯的加热温度设定为1150～1300℃。
热轧的精轧温度：Ar3相变点～Ar3相变点+100℃
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧。此时，热轧的精轧温度低于Ar3相变点时，轧制在两相区温度下进行，因此，在热轧后，在表层上残留粗大的加工组织，加工性显著降低，并且得不到期望的Ti析出物。另一方面，精轧温度超过Ar3相变点+100℃时，热轧时的奥氏体晶粒变得粗大，最终在表层上产生粗大的贝氏体相，加工性降低，并且在之后的冷却过程中得不到期望的Ti析出物。因此，将热轧的精轧温度设定为Ar3相变点～Ar3相变点+100℃，优选为Ar3相变点～Ar3相变点+75℃。
热轧后的冷却条件：热轧后，在2.0秒以内开始冷却并在20秒以内在卷取温度下进行卷取时，在650～550℃的温度范围用2～5秒进行冷却
热轧后的冷却在超过2.0秒后开始时，得不到期望的Ti析出物，因此，需要在2.0秒以内开始。
另外，在热轧后超过20秒在下述的卷取温度下进行卷取时，在板厚的1/8至3/8的位置的贝氏体相的面积率为95％以下，因此，在热轧后需要在20秒以内在卷取温度下进行卷取。
另外，在650～550℃的温度范围用小于2秒进行冷却时，Ti*量为0.3×[Ti]～0.6×[Ti]的范围之外，用超过5秒进行冷却时，容易形成珠光体相，导致加工性的降低。因此，需要在650～550℃的温度范围用2～5秒进行冷却。
卷取温度：350～550℃
卷取温度低于350℃时，形成硬质的马氏体相，加工性显著降低。另一方面，超过550℃时，容易形成珠光体相，导致加工性的降低。因此，将卷取温度设定为350～550℃，优选为375～525℃。
其他制造条件可以采用通常的条件。例如，将具有期望的成分组成的钢利用转炉等进行熔炼后，通过连铸法等制成钢坯。另外，在热轧后，无论是在表面上附着有氧化皮的状态下，还是在进行酸洗而除去氧化皮后的状态下，钢板的特性均不会发生变化。另外，在热轧后也可以实施表面光轧、热镀锌、电镀、化学转化处理等。
本发明对于板厚超过4mm的热轧钢板是特别有效的。另一方面，从部件轻量化的观点出发，或进一步从焊接部的品质的观点出发，板厚优选为10mm以下。更优选为8mm以下，进一步优选为7.0mm以下。
通过以上方法，可得到具有780MPa以上的TS、除了加工性优良之外焊接接头特性也优良的高强度热轧钢板。需要说明的是，焊接接头特性优良是指，以例如在通常的电弧焊中所得到的焊接部的强度TS为780MPa以上作为标准。焊接部的强度可以通过实施例中记载的方法来测定。
焊接的方法没有特别限定。本发明领域中的代表性焊接方法为利用电弧焊的对焊或搭角焊，焊接时的气氛气体优选为CO2气体或者在CO2气体中混合有Ar气体等惰性气体的气体(CO2气体10％以上)。焊接时的电流和电压等条件以得到满足目标的期望尺寸的焊接部(焊接金属部)的方式进行适当调节即可，可以参考例如JIS Z3605等。焊接速度也是适当确定即可，从生产率的观点出发，优选为约10cm/分钟以上。焊接线(特别是线的组成)根据钢板强度从公知的焊接线选择即可。另外，也可以在电弧焊中并用其他焊接方法。
实施例
将具有表1所示的成分组成的钢No.A～J利用转炉进行熔炼，通过连铸法制作钢坯。对于这些钢坯，在表2所示的热轧条件下制作热轧钢板No.1～16。另外，在热轧后，在任意一种情况下均在2.0秒以内开始冷却。
然后，从所得到的钢板上裁取组织观察用试验片，通过上述的方法，求出在板厚的1/8至3/8的位置的Ti*量以及贝氏体相的面积率。
另外，裁取JIS5号拉伸试验片(与轧制方向垂直的方向)，基于JISZ2241进行拉伸试验，测定屈服强度YS、TS、总伸长率El。
进而，使用焊接线MG50，在100％CO2气体中以60cm/分钟的焊接速度实施电弧焊，测定焊接接头部的断裂强度、以及在一部分钢板中与母材的板厚1/4位置相当的焊接接头部的断面硬度分布。此时，关于焊接接头部的断裂强度，制作焊接接头部在试验片的平行部的正中间、拉伸方向与轧制方向垂直的试验片各2片，求出平均断裂强度。另外，关于硬度分布，以Hv500g在焊接金属部-HAZ部-母材中以400μm的间距进行测定。
将结果示于表3。可知，本发明例是TS为780MPa以上、El在板厚7mm时为18.0％以上、焊接接头部的断裂强度也为780MPa以上、加工性及焊接接头特性优良的高强度热轧钢板。另外可知，图1中示出了分别使用本发明例的钢板(表2的钢板No.5)和比较例的钢板(表2的钢板No.8)制成的焊接接头部的断面硬度分布，在本发明例中，HAZ部与母材的硬度差减小，为45Hv以下，实现了焊接接头部的硬度的均匀化。
表2

Claims (6)

1.一种高强度热轧钢板，
具有以质量％计含有C：0.05～0.12％、Si：0.05～1.0％、Mn：0.5～1.8％、P：0.04％以下、S：0.0030％以下、Al：0.005～0.07％、N：0.006％以下、Ti：0.05～0.15％且余量由Fe和不可避免的杂质构成的成分组成，
在板厚的1/8至3/8的位置，Ti的含量[Ti]中以析出物形式存在的Ti*量为0.3×[Ti]～0.6×[Ti]，并且具有贝氏体相在组织整体中所占的面积率超过95％的显微组织。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，具有以质量％计还含有选自Nb：0.005～0.1％、V：0.005～0.1％中的至少一种元素的成分组成。
3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，具有以质量％计还含有选自Cr：0.005～0.3％、Mo：0.005～0.3％、Cu：0.005～0.5％、Ni：0.005～0.5％中的至少一种元素的成分组成。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，具有以质量％计还含有B：0.0002～0.005％的成分组成。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度热轧钢板，其中，具有以质量％计还含有选自Ca：0.0005～0.02％、REM：0.0005～0.02％中的至少一种元素的成分组成。
6.一种高强度热轧钢板的制造方法，其中，将具有权利要求1～5中任一项所述的成分组成的钢坯在1150～1300℃的加热温度下加热，在Ar3相变点～Ar3相变点+100℃的精轧温度下进行热轧，然后，在2.0秒以内开始冷却并在20秒以内在350～550℃的卷取温度下进行卷取时，在650～550℃的温度范围用2～5秒进行冷却。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107151763A (zh) * 2017-05-27 2017-09-12 武汉钢铁有限公司 薄规格高强度冷成型用热轧钢带及其生产方法
CN107429362A (zh) * 2015-04-01 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN109536847A (zh) * 2017-09-21 2019-03-29 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度390MPa级焊管用热轧钢板及其制造方法
CN110402297A (zh) * 2017-03-10 2019-11-01 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀敷钢板
CN111607746A (zh) * 2020-06-15 2020-09-01 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛薄规格出口合金钢生产方法
CN111719084A (zh) * 2020-06-15 2020-09-29 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛厚规格出口合金钢生产方法

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9869009B2 (en) * 2013-11-15 2018-01-16 Gregory Vartanov High strength low alloy steel and method of manufacturing
JP6275510B2 (ja) * 2014-02-27 2018-02-07 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
CN104561791A (zh) * 2015-01-28 2015-04-29 河北钢铁股份有限公司承德分公司 800MPa级别汽车箱体用钢及其生产方法
CN115478229A (zh) * 2022-09-15 2022-12-16 安阳钢铁股份有限公司 一种热轧q420小型角槽钢及生产工艺

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2009019265A (ja) * 2007-06-12 2009-01-29 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP2010053434A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Nakayama Steel Works Ltd 延性に優れた高強度熱延薄鋼板およびその製造方法
CN101939458A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2011140671A (ja) * 2010-01-05 2011-07-21 Jfe Steel Corp 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2011152541A1 (ja) * 2010-05-31 2011-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 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

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3219820B2 (ja) 1991-12-27 2001-10-15 川崎製鉄株式会社 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3440894B2 (ja) 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP4091894B2 (ja) 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4161935B2 (ja) 2004-04-16 2008-10-08 住友金属工業株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5724267B2 (ja) * 2010-09-17 2015-05-27 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
CN105143486B (zh) * 2013-04-15 2017-05-03 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
US20160068937A1 (en) * 2013-04-15 2016-03-10 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and method for producing the same (as amended)
MX2015014437A (es) * 2013-04-15 2016-02-03 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2009019265A (ja) * 2007-06-12 2009-01-29 Nippon Steel Corp 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
CN101939458A (zh) * 2008-02-08 2011-01-05 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
JP2010053434A (ja) * 2008-08-29 2010-03-11 Nakayama Steel Works Ltd 延性に優れた高強度熱延薄鋼板およびその製造方法
JP2011140671A (ja) * 2010-01-05 2011-07-21 Jfe Steel Corp 高強度熱延鋼板およびその製造方法
WO2011152541A1 (ja) * 2010-05-31 2011-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 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

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
杨银辉: "Ti处理改善船体钢焊接HAZ组织与性能研究", 《中国优秀硕士学位论文全文数据库 工程科技II辑》, no. 09, 15 September 2008 (2008-09-15), pages 10 *

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107429362A (zh) * 2015-04-01 2017-12-01 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN107429362B (zh) * 2015-04-01 2020-06-23 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
CN110402297A (zh) * 2017-03-10 2019-11-01 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀敷钢板
US11117348B2 (en) 2017-03-10 2021-09-14 Jfe Steel Corporation High-strength hot-rolled coated steel sheet
CN110402297B (zh) * 2017-03-10 2022-04-12 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧镀敷钢板
CN107151763A (zh) * 2017-05-27 2017-09-12 武汉钢铁有限公司 薄规格高强度冷成型用热轧钢带及其生产方法
CN109536847A (zh) * 2017-09-21 2019-03-29 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度390MPa级焊管用热轧钢板及其制造方法
CN109536847B (zh) * 2017-09-21 2020-12-08 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度390MPa级焊管用热轧钢板及其制造方法
CN111607746A (zh) * 2020-06-15 2020-09-01 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛薄规格出口合金钢生产方法
CN111719084A (zh) * 2020-06-15 2020-09-29 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛厚规格出口合金钢生产方法

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Publication number Publication date
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WO2013102988A1 (ja) 2013-07-11
US10138536B2 (en) 2018-11-27

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