CN104066861A - 热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN104066861A
CN104066861A CN201380005377.XA CN201380005377A CN104066861A CN 104066861 A CN104066861 A CN 104066861A CN 201380005377 A CN201380005377 A CN 201380005377A CN 104066861 A CN104066861 A CN 104066861A
Authority
CN
China
Prior art keywords
content
hot
steel sheet
rolled steel
scope
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
CN201380005377.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN104066861B (zh
Inventor
樱田荣作
林邦夫
佐藤浩一
樋渡俊二
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 CN104066861A publication Critical patent/CN104066861A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN104066861B publication Critical patent/CN104066861B/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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B3/02—Rolling special iron alloys, e.g. stainless steel
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/004—Heating the product
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B45/00—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills
    • B21B45/02—Devices for surface or other treatment of work, specially combined with or arranged in, or specially adapted for use in connection with, metal-rolling mills for lubricating, cooling, or cleaning
    • B21B45/0203—Cooling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/0226—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
    • 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
    • C22C38/24—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
    • 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)
  • 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

一种热轧钢板，按质量％计C为0.030％以上且0.120％以下、Si为1.20％以下、Mn为1.00％以上且3.00％以下、Al为0.01％以上且0.70％以下、Ti为0.05％以上且0.20％以下、Nb为0.01％以上且0.10％以下、P为0.020％以下、S为0.010％以下、N为0.005％以下、余量为Fe和杂质、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012，板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下，原奥氏体粒的纵横比(长轴/短轴)为5.3以下，尺寸20nm以下的(Ti、Nb)C的析出物密度为109个/mm3以上，拉伸强度与屈服应力之比即屈服比YR为0.80以上，拉伸强度为590MPa以上。

Description

热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及成形性优异、剪切加工端面的疲劳特性优异的析出强化热轧钢板及其制造方法。
本申请要求日本专利申请第2012-004554号的优先权，其内容作为参照引入到本说明书中。
背景技术
近年来开展了汽车、各机械部件的轻量化。该轻量化可通过部件形状的最佳设计来确保刚性而实现。此外，对于压制成形部件等中空成形部件，减少部件的板厚能够直接轻量化。然而，为了在减少板厚的同时维持静态破坏强度和屈服强度的情况下，上述部件需要使用高强度材料。因此，作为低成本且强度特性优异的钢铁材料，开展了拉伸强度为590MPa以上的钢板的应用。另一方面，高强度化需要兼顾高强度与成形断裂极限、翻边(burring)成形性等成形性。此外，在上述部件为底盘部件的情况下，为了确保电弧焊接部的韧性、抑制HAZ软化，开发了以基于添加微合金元素的析出强化为主体的钢板。另外，除此以外还开发了各种钢板(参照专利文献1～5)。
上述微合金元素在低于Ac1的温度下促进数nm到数十nm左右的共格析出物的析出。在热轧钢板的制造工序中，这种共格析出物虽然使强度大幅提升，但问题在于剪切加工端面产生微小裂纹而使成形特性降低，例如非专利文献1中所公开的。另外，上述剪切加工端面的劣化使剪切端面疲劳特性显著降低。对此，非专利文献1中通过使用添加了微合金元素的合金成分并利用组织强化来解决上述问题。然而，利用组织强化的情况下，难以达成部件所需的高屈服强度，问题在于抑制析出强化热轧钢板的剪切端面的劣化。
专利文献1：日本特开2002-161340号公报
专利文献2：日本特开2004-27249号公报
专利文献3：日本特开2005-314796号公报
专利文献4：日本特开2006-161112号公报
专利文献5：日本特开2012-1775号公报
非专利文献1：铁和钢、国重等、71号、9页、p1140-1146(1985)
发明内容
发明要解决的问题
本发明解决了上述析出强化热轧钢板中的剪切加工端面的成形性和疲劳特性的降低，提供剪切加工端面的成形性和疲劳特性优异的、拉伸强度590MPa以上的热轧钢板及其制造方法。
用于解决问题的方案
本发明人等通过将微合金元素和碳含量各自设定为适当的范围，进一步控制晶体取向，从而可以抑制含有上述析出元素的钢板的剪切加工端面的劣化。本发明的要旨如下所述。
(1)一种热轧钢板，按质量％计C为0.030％以上且0.120％以下、Si为1.20％以下、Mn为1.00％以上且3.00％以下、Al为0.01％以上且0.70％以下、Ti为0.05％以上且0.20％以下、Nb为0.01％以上且0.10％以下、P为0.020％以下、S为0.010％以下、N为0.005％以下、余量为Fe和杂质、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012，板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下，原奥氏体粒的纵横比(长轴/短轴)为5.3以下，尺寸20nm以下的(Ti、Nb)C的析出物密度为109个/mm3以上，拉伸强度与屈服应力之比即屈服比YR为0.80以上，拉伸强度为590MPa以上。
(2)根据(1)所述的热轧钢板，其按质量％计进一步含有0.0005％以上且0.0015％以下的B、0.09％以下的Cr、0.01％以上且0.10％以下的V、0.01％以上且0.2％以下的Mo中的一种或两种以上，含有V的情况下0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012。
(3)一种热轧钢板的制造方法，将按质量％计C为0.030％以上且0.120％以下、Si为1.20％以下、Mn为1.00％以上且3.00％以下、Al为0.01％以上且0.70％以下、Ti为0.05％以上且0.20％以下、Nb为0.01％以上且0.10％以下、P为0.020％以下、S为0.010％以下、N为0.005％以下、余量为Fe和杂质、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012的钢加热至1250℃以上，对于Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围来说采用精轧时的最终轧制温度为960℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为30％以上来进行热轧，对于Ti含量为0.10％＜Ti≤0.20％的范围来说采用精轧时的最终轧制温度为980℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为40％以上来进行热轧，在450℃以上且650℃以下卷取。
(4)根据(3)所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢按质量％计进一步含有0.0005％以上且0.0015％以下的B、0.09％以下的Cr、0.01％以上且0.10％以下的V、0.01％以上且0.2％以下的Mo中的一种或两种以上，含有V的情况下0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012。
发明的效果
根据本发明，可以提供拉伸强度590MPa以上的、利用析出强化的热轧钢板的剪切加工端面的微小裂纹产生得到抑制、剪切端面的成形性和疲劳特性优异的热轧钢板。
附图说明
图1所示为过剩C量与分离(separation)的发生比率的关系的调查结果图。
图2所示为原奥氏体粒的纵横比及板厚1/4位置的{112}(110)极密度对分离发生的影响的调查图。
图3所示为原奥氏体粒的纵横比超过5.3的试制钢A的剪切端面的分离的观察结果图。
图4所示为原奥氏体粒的纵横比为5.3以下、板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以上的试制钢B的剪切端面的分离的观察结果图。
图5所示为满足所有本发明金相组织的特征即C、Ti、Nb的平衡、板厚1/4位置的{112}(110)极密度、原奥氏体粒的纵横比、(Ti、Nb)C尺寸及其析出密度的试制钢C的剪切端面的分离的观察结果图。
图6所示为试制钢A、B、C的冲切疲劳试验的结果图。
图7是试制钢A与试制钢C的疲劳断面的比较图。
图8所示为Ti的含量为0.05％以上且0.10％以下时的精轧温度和最终2台轧机的压下率合计对{112}(110)极密度的影响的调查结果图。
图9所示为Ti的含量为0.05％以上且0.10％以下时的精轧温度和最终2台轧机的压下率合计对原奥氏体粒的纵横比的影响的调查结果图。
图10所示为Ti的含量超过0.10％且0.20％以下时的精轧温度和最终2台轧机的压下率合计对{112}(110)极密度的影响的调查结果图。
图11所示为Ti的含量超过0.10％且0.20％以下时的精轧温度和最终2台轧机的压下率合计对原奥氏体粒的纵横比的影响的调查结果图。
图12所示为尺寸20nm以下的析出物密度与卷取温度的关系的调查结果图。
图13所示为尺寸20nm以下的析出物密度与屈服比YR的关系的调查结果图。
图14所示为根据由于满足所有成分和金相组织的特征而抑制了分离的发明钢以及由于不满足所有成分和金相组织的特征而发生了分离的比较钢的105次时间强度σp与拉伸强度TS的关系来调查本发明的效果的结果图。
具体实施方式
以下说明本发明的细节。
以往利用基于微合金元素的析出强化，问题在于剪切端面产生微小裂纹，成形性和疲劳特性降低，为了改善该问题，需要制成利用基于马氏体、下部贝氏体的组织强化的钢板。然而，发明人等分别对于析出强化钢板的微合金元素的含量和碳含量摸索了适当的值，控制金相组织形态和晶体取向，从而发现可以抑制析出强化钢的剪切端面的劣化，这在以往是困难的，成功地开发了热轧钢板。
以下说明作为本发明的特征的热轧钢板的成分的限定理由。
C的含量低于0.030％时，不能获得目标强度，此外相对于用于获得目标强度的Ti、Nb的下限含量，C不足时，晶界析出的C也不足，因此晶界强度降低，剪切端面的粗糙度显著增高，剪切端面发生分离。
C的含量超过0.120％时，由于渗碳体密度的增加，使延性、翻边成形性劣化，而且由于珠光体组织的出现，剪切端面发生分离。因此，C含量设定为0.030％以上且0.120％以下。
Si是抑制渗碳体的粗大生长、体现固溶强化的有效元素。另一方面，Si的含量超过1.20％时，剪切端面发生分离。因此，Si的含量设定为1.20％以下。另外，为了体现固溶强化且具有作为脱氧剂的效果，优选含有0.01％以上的Si。
Mn的含量设定为1.00％以上且3.00％以下。Mn是固溶强化元素，为了体现590MPa以上的强度，必须含有1.00％以上。另外，Mn的含量超过3.00％时，在Mn偏析部形成Ti硫化物，意味着延性显著降低。因此，Mn的含量设定为3.00％以下。
Al作为脱氧元素添加，能够减低钢中氧，此外是促进铁素体的相变使延性提高的有效元素。因此，Al的含量设定为0.01％以上。另外，Al的含量超过0.70％时，不仅不能达成590MPa以上的拉伸强度，而且也不能达成0.80以上的屈服比YR。因此，Al的含量设定为0.01％以上且0.70％以下。
Ti通过形成碳化物而体现析出强化。为了获得590MPa以上的钢板强度，需要含有超过0.05％。尤其是在低于Ac1的温度下析出时，虽然基于共格析出体现微细析出强化，但在C的含量少的情况下，由于固溶C量的降低，晶界强度降低，剪切端面的粗糙度显著增高，在剪切端面发生分离。
因此，在本发明中发现，通过使Ti含量和C含量满足式(1)且满足下述金相组织形态的特征，从而抑制剪切加工端面的劣化且抑制上述分离。其中，在下述式(1)中，“*”表示“×(乘法)”。
0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012…(1)
图1示出了分离的发生率与过剩C的关系。过剩C低于0.012时或者超过0.106时，分离的发生率达到100％，可知过剩C的适当范围。另外，在适当的过剩C范围内，即使任意其他元素的含量在规定范围以外，分离的发生频率也在50％以下，确认了满足式(1)的过剩C量所带来的分离抑制效果。另外，即使在本发明的成分范围内，也确认分离发生率超过0％，可知它们是由金相组织引发的分离。以下描述细节。
其中，过剩C表示由“(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)”算出的过剩的C含量。
分离的发生率是：将热轧钢板切割成100mm×100mm×板厚的坯料，使用10mmφ的圆柱冲头，实施10次间隙10％的冲切试验，观察冲切断面而测定的值。另外，剪切端面发生分离时，剪切端面的断裂面性状呈现齿条状的台阶，在剪切方向用粗糙度计测定时的最大高度为50μm以上，因此本发明将齿条状剪切端面形状且最大高度为50μm以上者定义为发生分离。需要说明的是，分离的发生率是在10次冲切试验中分离的发生次数的比率。
Ti含量超过0.20％时，即使通过熔体化处理，Ti也不能完全固溶，含有超过0.20％时，在板坯阶段形成未固溶的Ti与C和N的粗大的碳氮化物，由于该粗大的碳氮化物残留在制品板中，引起韧性的显著劣化，上述剪切端面发生分离。因此，Ti的含量设定为0.05％以上且0.20％以下。另外，为了确保热轧板坯的韧性，Ti的含量优选为0.15％以下。
Nb不仅形成Nb单独的碳化物，而且在TiC中以(Ti、Nb)C形式固溶，从而将碳化物的尺寸微细化，发挥极高的析出强化能力。Nb低于0.01％时，确认不到该析出强化的效果。另外，Nb的含量超过0.10％时，该效果饱和。因此，Nb的含量设定为0.01％以上且0.10％以下。
P是固溶强化元素。另一方面，钢中含有超过0.020％的P时，由于在晶界偏析，招致晶界强度的降低，发生钢板的上述分离，还助长韧性的降低和耐二次加工脆性。因此，P的含量设定为0.020％以下。另外，对P的含量的下限值没有特别限制，从脱P的成本和生产率的观点考虑，优选设定为0.001％。
S形成Mn的化合物而使拉伸凸缘性劣化。因此，优选S的含量尽量少。另外，S的含量超过0.010％时，由于MnS带状偏析，上述剪切端面发生分离。因此，S的含量设定为0.010％以下。另外，S的含量的下限值没有特别限制，从脱S的成本和生产率的观点考虑，优选设定为0.001％。
N在热轧前形成TiN。晶体结构是NaCl型的，与铁基体的界面非共格，因此在剪切加工中发生以TiN为起点的龟裂、助长上述剪切端面的分离，含有超过0.005％的N时，不能抑制剪切端面的分离。因此，N的含量设定为0.005％以下。另外，对N的含量的下限值没有特别限制，从脱N的成本和生产率的观点出发，优选设定为5ppm％。
接着说明选择元素。
B固溶在晶界而抑制P在晶界偏析并使晶界强度提高，从而减低剪切端面的粗糙度。通过将B的含量设定为0.0005％以上，达成了1080MPa以上的强度且可以抑制上述剪切端面的分离，因此是优选的。另外，B的含量即使超过0.0015％，也没有发现含有所伴随的改善效果。因此，B的含量优选为0.0005％以上且0.0015％以下。
Cr与V同样地固溶在MC中，此外形成Cr单独的碳化物而体现强度。Cr的含量超过0.09％时，该效果饱和。因此，Cr的含量设定为0.09％以下。另外，从确保制品强度的观点出发，Cr的含量优选为0.01％以上。
V置换到TiC中以(Ti、V)C形式析出，从而可以制成高强度的钢板。V的含量低于0.01％时，体现不出该效果。另外，V的含量超过0.10％时，助长热轧钢板的表面开裂。因此，V的含量设定为0.01％以上且0.10％以下。另外，不满足0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012时，由于固溶C量降低，晶界强度降低，剪切端面的粗糙度显著增高，剪切端面发生分离。
Mo也是析出元素，其含量低于0.01％时，体现不出其效果，含有超过0.2％时，延性降低。因此，Mo的含量设定为0.01％以上且0.2％以下。
接着说明作为本发明特征的显微组织和织构。
本发明的钢板满足上述成分范围，且通过将板厚1/4位置的{112}(110)极密度设定为5.7以下，可以抑制上述剪切端面的分离。
{112}(110)是轧制时发展起来的晶体取向，是对于试样由利用25kV以上的加速电压产生的电子的背散射电子图像(利用EBSP法的背散射电子图像)测定得到的晶体取向，所述试样通过用5％高氯酸将钢板的轧制方向的断面电解研磨而除去了测定面的表面变形的试样所。其中，测定优选是以轧制方向为1000μm以上、板厚方向为500μm的范围、测定间隔为3μm以上且5μm以下地进行测定。此外，通过使用TEM的衍射图样、X射线衍射的鉴定方法无法指定测定位置，因而它们不适合作为测定方法。
关于原奥氏体粒的形态，发现其纵横比(长轴/短轴)为5.3以下时可抑制上述剪切端面的分离。因此，将上述纵横比设定为5.3以下。
图2中示出了纵横比和{112}(110)极密度与分离的发生的关系。图中的“○”表示在上述分离的判定方法中分离的发生率为0％，“×”表示超过0％。各成分的含量在适当的范围内而纵横比超过5.3时，分离在任意极密度下发生。另外，关于各成分的含量在适当的范围内、纵横比为5.3以下、极密度为5.7以下，确认不发生分离。另外，原奥氏体粒的显露方法优选使用十二烷基苯磺酸、苦味酸或草酸。
图3示出了原奥氏体粒的纵横比超过5.3的试制钢板A通过上述原奥氏体粒的显露方法来观察剪切端面的分离而获得的结果。剪切端面的分离在与剪切方向交叉的方向呈现齿条状的龟裂面，从具体观察的结果可以看出，龟裂沿着旧奥氏体晶界伸展。另外，关于原奥氏体粒的纵横比为5.3以下、板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以上的试制钢板B，如图4所示，虽然分离的面积与纵横比对应地减低，但达不到抑制。然而，关于满足所有本发明的金相组织的特征的C、Ti、Nb的平衡、板厚1/4位置的{112}(110)极密度、原奥氏体粒的纵横比、(Ti、Nb)C尺寸及其析出物密度的试制钢板C，如图5所示，可以看出分离被抑制，此外确认不到特定晶界处的龟裂的传播。
图6示出了试制钢板A、B、C的冲切疲劳试验的结果。疲劳试验使用申克式疲劳试验机，利用根据JISZ2275、在平滑试验片中央部实施单侧间隙10％、10mmφ的冲切剪切加工而成的试验片来进行评价。试制钢板A、B和C的拉伸强度均为980MPa左右，相对于分离被抑制的试制钢板C，发现试制钢板A和B的105次时间强度降低约50MPa左右。图7中示出了试制钢板A的疲劳断面与试制钢板C的疲劳断面的比较。试制钢板C中，从分离部发生疲劳龟裂，可知时间强度的降低是由分离的发生导致的。剪切加工时，自冲头和冲模的端部起产生的龟裂随着冲头的冲程沿板厚方向传播，连为一体从而形成剪切端面。由于被以Ti为主体的共格性析出物(coherent precipitates)强化了的钢板中韧性降低，认为不能抑制分离的发生，而在本发明中明确了分离的详细观察和发生机制，进而发现通过设定适当的成分组成、形成晶体取向和晶粒形态适当的金相组织，从而能够抑制剪切端面的分离并提高剪切端面的疲劳强度。
金相组织中的尺寸为20nm以下的(Ti、Nb)C的析出物密度需要为109个/mm3以上。这是因为，析出物的尺寸为20nm以下的析出物密度低于109个/mm3时，不能达成拉伸强度与屈服应力的屈服比YR为0.80以上。另一方面，析出物密度优选为1012个/mm3以下。析出物的测定优选采用通过日本特开2004-317203的方法制作的复型(replica)试样，使用透射电子显微镜在10000倍以上的高倍率下观察5个视场以上。需要说明的是，析出物的尺寸是析出物的当量圆直径。另外，作为析出物密度的测定对象的析出物为尺寸1nm以上且20nm以上的析出物。
接着说明本发明的钢板的制造方法的特性。在本发明的热轧钢板的制造方法中，优选将板坯加热温度设定为1250℃以上。这是为了使含有的析出元素充分熔体化。另一方面，加热温度超过1300℃时，奥氏体晶界粗大化，因此加热温度优选为1300℃以下。本发明中发现精轧条件存在与Ti量对应的适当范围。对于Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围来说所需的是精轧时的最终轧制温度为960℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为30％以上。另外，对于Ti含量为0.10％＜Ti≤0.20％的范围来说所需的是精轧时的最终轧制温度为980℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为40％以上。任何一个偏离条件范围时，不能利用轧制促进奥氏体再结晶，不满足板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下且原奥氏体粒的纵横比(长轴/短轴)为5.3以下的必要条件。该精轧时的最终轧制温度(有时称为精轧温度)是由设置在精轧机的最终轧机的出口侧15m以内的温度计测定的温度。另外，该倒数2台轧机的压下率合计(有时将倒数2台轧机称为最终2台轧机、而将压下率合计称为合计压下率)是最终轧机自身的压下率的值与最终轧机之前的一台轧机自身的压下率的值相加而获得的合计值(简单相加)。将Ti含量在0.05％≤Ti≤0.10％范围内的精轧条件与板厚1/4位置的{112}(110)极密度的关系以及与原奥氏体粒纵横比的关系分别示于图8和图9。Ti含量在0.05％≤Ti≤0.10％的范围内，可知精轧温度或倒数2台轧机的合计压下率偏离本发明的条件时，原奥氏体粒纵横比超过5.3。接着，将对于0.10％＜Ti≤0.20％进行的同样的调查结果示于图10和图11。在0.10％＜Ti≤0.20％的范围内，精轧温度为960℃以上时也会出现板厚1/4位置的{112}(110)极密度超过5.7的情况，通过将精轧温度设定为980℃以上，板厚1/4位置的{112}(110)极密度达到5.7以下。另外可知，最终轧制温度为980℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为40％以上时，同时满足与极密度和纵横比有关的条件。这归结于Ti的奥氏体再结晶抑制效果，显示根据Ti量存在能够体现效果的最佳精轧条件，从以上的调查明确了在本发明的成分范围内的最佳精轧条件。另外，对于Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围和0.10％＜Ti≤0.20％的范围的任一范围均优选精轧时的最终轧制温度为1080℃以下且倒数2台轧机的压下率合计为70％以下。
精轧后的卷取温度必须为450℃以上。低于450℃时，难以制造析出强化了的均质组织的热轧钢板，且难以实现0.80以上的屈服比YR。热轧钢板大多主要应用于悬挂部件，因此，有必要提高部件的断裂应力，且减低部件的永久变形。本发明的热轧钢板通过(Ti、Nb)C的析出提高屈服比YR。另外，在超过650℃下卷取时，析出物粗大化进行，不能获得与Ti含量对应的钢板强度。此外，在超过650℃的卷取温度下，由于(Ti、Nb)C的粗大化，奥罗万(Orowan)机制变弱，屈服应力降低，不能实现目标的屈服比0.80以上。
图12示出了Ti量为0.05％以上且0.20％以下的热轧钢板的卷取温度与20nm以下的析出物密度的关系。卷取温度低于450℃或超过650℃时，析出物密度低于109个/mm3。结果，如图13所示，可知上述屈服比YR不能达成0.80以上，不能制造高屈服应力的热轧钢板。
另外，在本发明的热轧钢板中：
作为C的含量，可列举出0.36％以上且0.100％以下的范围；
作为Si的含量，可列举出0.01％以上且1.19％以下的范围；
作为Mn的含量，可列举出1.01％以上且2.53％以下的范围；
作为Al的含量，可列举出0.03％以上且0.43％以下的范围；
作为Ti的含量，可列举出0.05％以上且0.17％以下的范围；
作为Nb的含量，可列举出0.01％以上且0.04％以下的范围；
作为P的含量，可列举出0.008％以下的范围；
作为S的含量，可列举出0.003％以下的范围；
作为N的含量，可列举出0.003％以下的范围；
作为“(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)”，可列举出0.061以上且0.014以下的范围；
作为极密度，可列举出1.39以上且5.64以下的范围；
作为原奥氏体粒的纵横比，可列举出1.42以上且5.25以下的范围；
作为析出物密度，可列举出1.55×109个/mm3以上且3.10×1011个/mm3以下的范围。
另外，对于本发明的热轧钢板：
作为Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围的精轧时的最终轧制温度，可列举出963℃以上且985℃以下的范围；
作为Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围的倒数2台轧机的压下率合计，可列举出32.5％以上且43.2％以下的范围；
作为Ti含量为0.10％＜Ti≤0.20％的范围的精轧时的最终轧制温度，可列举出981℃以上且1055℃以下的范围；
作为Ti含量为0.10％＜Ti≤0.20％的范围的倒数2台轧机的压下率合计，可列举出40.0％以上且45.3％以下的范围；
作为卷取温度，可列举出480℃以上且630℃的范围。
实施例
以下显示本发明的实施例。
将具有表1所示的化学成分的钢熔炼，获得板坯。将板坯加热至1250℃以上，在表2所示的精轧温度下进行6道次的精轧之后，在冷却带的平均冷却速度5℃/s下进行冷却，在卷取模拟炉温度450℃～630℃下保持1小时，此后进行空气冷却而制造2.9mmt的钢板，用7％盐酸水溶液除去表面的氧化皮而制成热轧钢板。另外，在表2中的压下率合计中，作为上述热轧钢板的制造工序中倒数2台轧机的压下率合计值，示出了5道次、6道次的压下率的合计。关于各个热轧钢板的拉伸强度TS、延性El，制作JIS-Z2201记载的5号试验片，按照JIS-Z2241记载的试验方法评价。另外，翻边成形性λ按照JIS-Z2256记载的试验方法评价。翻边成形性λ按照JIS-Z2256记载的试验方法评价。另外，剪切端面的性状调查如下进行：使用10mmφ的圆柱冲头和间隙10％的冲模，实施冲切剪切加工后，目视观察圆周方向，调查有无剪切分离的发生。剪切分离的发生率的定义、测定如上所述。对于所有试验编号的钢板，为了调查钢板剪切端面的疲劳特性而加工成平面试验片，采用上述冲切条件加工成剪切端疲劳评价试验片，使用申克式平面弯曲疲劳试验机，进行105次下断裂的时间强度σp的评价。
另外，钢板编号10的钢板由于不满足式(1)(参照表2)，相当于比较钢板。
[表1]
表2中记载了所有试验编号的屈服应力、拉伸强度、总伸长率、翻边成形性λ、剪切端面有无发生分离、剪切端面的105次时间强度σp、105次时间强度与拉伸强度之比σp/TS。
[表2]
关于试验编号1、4、6、9、12、16，由于钢板的成分组成偏离本发明的范围，拉伸强度为590MPa以下。关于试验编号2、10，式(1)的Ti、Nb和C的平衡偏离本发明的成分规定，剪切端面发生分离。关于试验编号3，由于过量含有Si，虽然强度和成形特性没有劣化，但转化处理性降低，此外确认了分离的发生。另外，在试验编号7、8中，确认了以P和S的偏析和夹杂物为起点发生剪切端面的分离。在试验编号2中，由于过量含有C，确认了由珠光体带组织引发的分离，还确认了翻边成形性λ的显著降低。另外，含有B的钢板通过设定本发明的适当的制造条件，可以制造具有1080MPa以上的强度的钢板，且还可以抑制分离。另外，在含有V、Mo、Cr的试验编号中，由于在Ti、Nb基础上的复合效果，可以获得高的拉伸强度而不损失伸长率和翻边成形性。需要说明的是，尽管是含有V、Mo、Cr、B的情况下，不以规定量含有本发明的必需元素时，在试验编号15、16、17、18、19中也确认了分离的发生。
根据以上可知，超过本发明的规定成分范围的情况下，无法体现金相组织的特征所带来的剪切端面分离抑制效果，本发明的成分范围可以说是能够体现板厚1/4位置的{112}(110)极密度和原奥氏体粒的纵横比带来的分离抑制效果的适当范围。接着，表2的试验编号15～56示出了下述试验的结果：对于适当成分范围的各种钢板编号，采用本发明的热轧钢板的制造方法的范围内和范围外的条件，进行改变板厚1/4位置的{112}(110)极密度和原奥氏体粒的纵横比的热轧钢板的试验。精轧温度和倒数2台轧机的合计压下率并非适当范围的情况下，由于偏离板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下、原奥氏体粒的纵横比为5.3以下中的任一者，确认了在剪切端面发生分离。另外，卷取温度条件偏离本发明范围的情况下，没有发生屈服比分离。然而，析出物密度为109个/mm3以下、YR低于0.80，不适合作为本发明的热轧钢板。根据以上，通过使用本发明的成分范围的钢板、设定适当的制造条件，板厚1/4位置的{112}(110)极密度和原奥氏体粒的纵横比达到适当的范围，剪切端面的分离被抑制。图14示出了剪切端面的105次时间强度σp与拉伸强度的关系。本发明钢的剪切端面的105次时间强度σp相对于拉伸强度TS均为0.35倍以上，与此相对地在发生了分离的比较钢中低于0.35倍。
以往虽然说明了在含有Ti的析出强化钢板中韧性随着析出的促进而降低、发生分离，而在本发明中通过使C、Ti和Nb的含量各自恰当且将金相组织设定为0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012、板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下、原奥氏体粒的纵横比为5.3以下，可以抑制迄今无法解决的剪切端面的分离，结果可以开发剪切端面的105次时间强度σp优异的热轧钢板。

Claims (4)

1.一种热轧钢板，按质量％计C为0.030％以上且0.120％以下、Si为1.20％以下、Mn为1.00％以上且3.00％以下、Al为0.01％以上且0.70％以下、Ti为0.05％以上且0.20％以下、Nb为0.01％以上且0.10％以下、P为0.020％以下、S为0.010％以下、N为0.005％以下、余量为Fe和杂质、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012，板厚1/4位置的{112}(110)极密度为5.7以下，原奥氏体粒的纵横比(长轴/短轴)为5.3以下，尺寸20nm以下的(Ti、Nb)C的析出物密度为109个/mm3以上，拉伸强度与屈服应力之比即屈服比YR为0.80以上，拉伸强度为590MPa以上。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其按质量％计进一步含有B：0.0005％以上且0.0015％以下、Cr：0.09％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、Mo：0.01％以上且0.2％以下中的一种或两种以上，含有V的情况下0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012。
3.一种热轧钢板的制造方法，将按质量％计C为0.030％以上且0.120％以下、Si为1.20％以下、Mn为1.00％以上且3.00％以下、Al为0.01％以上且0.70％以下、Ti为0.05％以上且0.20％以下、Nb为0.01％以上且0.10％以下、P为0.020％以下、S为0.010％以下、N为0.005％以下、余量为Fe和杂质、0.106≥(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93)≥0.012的钢加热至1250℃以上，对于Ti含量为0.05％≤Ti≤0.10％的范围来说采用精轧时的最终轧制温度为960℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为30％以上来进行热轧，对于Ti含量为0.10％＜Ti≤0.20％的范围来说采用精轧时的最终轧制温度为980℃以上且倒数2台轧机的压下率合计为40％以上来进行热轧，在450℃以上且650℃以下卷取。
4.根据权利要求3所述的热轧钢板的制造方法，其中，所述钢按质量％计进一步含有B：0.0005％以上且0.0015％以下、Cr：0.09％以下、V：0.01％以上且0.10％以下、Mo：0.01％以上且0.2％以下中的一种或两种以上，含有V的情况下(C％-Ti％*12/48-Nb％*12/93-V％*12/51)≥0.012。
CN201380005377.XA 2012-01-13 2013-01-08 热轧钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN104066861B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2012004554 2012-01-13
JP2012-004554 2012-01-13
PCT/JP2013/050134 WO2013105555A1 (ja) 2012-01-13 2013-01-08 熱延鋼板及びその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN104066861A true CN104066861A (zh) 2014-09-24
CN104066861B CN104066861B (zh) 2016-01-06

Family

ID=48781502

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380005377.XA Expired - Fee Related CN104066861B (zh) 2012-01-13 2013-01-08 热轧钢板及其制造方法

Country Status (11)

Country Link
US (1) US10106873B2 (zh)
EP (1) EP2803745B1 (zh)
JP (1) JP5532186B2 (zh)
KR (1) KR101618489B1 (zh)
CN (1) CN104066861B (zh)
BR (1) BR112014017109B1 (zh)
ES (1) ES2640315T3 (zh)
MX (1) MX360968B (zh)
PL (1) PL2803745T3 (zh)
TW (1) TWI509083B (zh)
WO (1) WO2013105555A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110494583A (zh) * 2017-04-07 2019-11-22 杰富意钢铁株式会社 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法
CN113358642A (zh) * 2020-03-06 2021-09-07 加特可株式会社 机械结构用合金钢材的旧奥氏体晶界的显现方法

Families Citing this family (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102259597B1 (ko) * 2017-02-16 2021-06-02 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열간 압연 강판 및 그의 제조 방법

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003321734A (ja) * 2002-04-26 2003-11-14 Jfe Steel Kk 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
CN101238233A (zh) * 2005-08-03 2008-08-06 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP4581665B2 (ja) * 2004-12-08 2010-11-17 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4205853B2 (ja) 2000-11-24 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 バーリング加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
TWI290177B (en) 2001-08-24 2007-11-21 Nippon Steel Corp A steel sheet excellent in workability and method for producing the same
EP1288322A1 (en) * 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
JP3858770B2 (ja) 2002-06-21 2006-12-20 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2004317203A (ja) 2003-04-14 2004-11-11 Nippon Steel Corp 金属中の介在物および析出物の評価方法、および治具
JP4232545B2 (ja) * 2003-06-11 2009-03-04 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4736441B2 (ja) 2004-03-31 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 伸び特性、伸びフランジ特性および引張疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR100960167B1 (ko) 2004-07-27 2010-05-26 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 고영율 강판, 이를 이용한 용융 아연 도금 강판, 합금화 용융 아연 도금 강판 및 고영율 강관 및 이들의 제조 방법
CN100526493C (zh) 2004-07-27 2009-08-12 新日本制铁株式会社 高杨氏模量钢板、使用了它的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板、和高杨氏模量钢管以及它们的制造方法
JP5223375B2 (ja) * 2007-03-01 2013-06-26 新日鐵住金株式会社 低温靭性に優れるラインパイプ用高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4840270B2 (ja) * 2007-06-29 2011-12-21 住友金属工業株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5326403B2 (ja) * 2007-07-31 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板
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
WO2010131303A1 (ja) * 2009-05-11 2010-11-18 新日本製鐵株式会社 打抜き加工性と疲労特性に優れた熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
US9496405B2 (en) 2010-05-20 2016-11-15 Semiconductor Energy Laboratory Co., Ltd. Method for manufacturing semiconductor device including step of adding cation to oxide semiconductor layer
JP5402847B2 (ja) 2010-06-17 2014-01-29 新日鐵住金株式会社 バーリング性に優れる高強度熱延鋼板及びその製造方法
PL2698444T3 (pl) * 2011-04-13 2017-10-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blacha stalowa walcowana na gorąco i sposób jej wytwarzania

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003321734A (ja) * 2002-04-26 2003-11-14 Jfe Steel Kk 材質均一性に優れた高成形性高張力熱延鋼板ならびにその製造方法および加工方法
JP4581665B2 (ja) * 2004-12-08 2010-11-17 住友金属工業株式会社 高強度熱延鋼板とその製造方法
CN101238233A (zh) * 2005-08-03 2008-08-06 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110494583A (zh) * 2017-04-07 2019-11-22 杰富意钢铁株式会社 钢构件、所述钢构件用的热轧钢板和它们的制造方法
US11313008B2 (en) 2017-04-07 2022-04-26 Jfe Steel Corporation Steel member and production method therefor
CN113358642A (zh) * 2020-03-06 2021-09-07 加特可株式会社 机械结构用合金钢材的旧奥氏体晶界的显现方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20150023834A1 (en) 2015-01-22
MX360968B (es) 2018-11-23
ES2640315T3 (es) 2017-11-02
US10106873B2 (en) 2018-10-23
KR101618489B1 (ko) 2016-05-04
MX2014008389A (es) 2014-09-22
TW201335384A (zh) 2013-09-01
JPWO2013105555A1 (ja) 2015-05-11
EP2803745A4 (en) 2015-10-21
BR112014017109A8 (pt) 2017-07-04
KR20140116914A (ko) 2014-10-06
TWI509083B (zh) 2015-11-21
BR112014017109B1 (pt) 2019-04-02
PL2803745T3 (pl) 2018-01-31
EP2803745B1 (en) 2017-08-02
EP2803745A1 (en) 2014-11-19
WO2013105555A1 (ja) 2013-07-18
CN104066861B (zh) 2016-01-06
BR112014017109A2 (pt) 2017-06-13
JP5532186B2 (ja) 2014-06-25

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107429349B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
KR101814949B1 (ko) 열간 성형 강판 부재 및 그 제조 방법
CA2866130C (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
KR101706485B1 (ko) 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR100368529B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 열연강판
KR101833655B1 (ko) 열간 프레스 강판 부재, 그 제조 방법 및 열간 프레스용 강판
EP2823905A1 (en) Warm press forming method and automobile frame component
KR20120135521A (ko) 온간 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2014159610A (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2007154283A (ja) 成形性および形状凍結性に優れる高強度鋼板
KR102265252B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2015159793A1 (ja) Ｈ形鋼及びその製造方法
CN115003839A (zh) 钢板及其制造方法
CN113396232B (zh) 热轧钢板及其制造方法
JP5857913B2 (ja) 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
CN104066861B (zh) 热轧钢板及其制造方法
EP4339307A1 (en) Steel sheet for hot stamping and hot-stamped molded item
JP2015145521A (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
TW201943868A (zh) 熱軋鋼板
RU2675441C1 (ru) Способ производства листового проката с регулируемым пределом текучести из стали унифицированного химического состава
TWI512116B (zh) A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
US20240068066A1 (en) Steel sheet
TWI513829B (zh) A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
TWI507536B (zh) A hot-pressed steel sheet member, a method for manufacturing the same, and a steel sheet for hot pressing
JP2012177175A (ja) 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法

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
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.

CP01 Change in the name or title of a patent holder
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20160106

Termination date: 20220108

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