CN105074039B - 冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105074039B
CN105074039B CN201480019854.2A CN201480019854A CN105074039B CN 105074039 B CN105074039 B CN 105074039B CN 201480019854 A CN201480019854 A CN 201480019854A CN 105074039 B CN105074039 B CN 105074039B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
cold
steel sheet
rolled steel
phase
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
CN201480019854.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105074039A (zh
Inventor
斋藤勇人
小林崇
船川义正
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
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN105074039A publication Critical patent/CN105074039A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105074039B publication Critical patent/CN105074039B/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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0242—Flattening; Dressing; Flexing
    • 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
    • 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
    • C22C38/004—Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/003—Cementite
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite

Abstract

本发明提供一种冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板及其制造方法。一种冷轧钢板，具有以下组成：以质量％计，含有C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述冷轧钢板具有以下组织：铁素体相的面积率为80％以上，由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的面积率合计为20％以下，所述硬质相的平均粒径为1μm以上10μm以下，并且，所述硬质相的平均长径比为10.0以下，所述冷轧钢板的维氏硬度为Hv170以上。

Description

冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于作为汽车用驱动类部件(automotive drive-train parts)的板(plate)、盘(disk)、环(ring)等的原料的、冲裁性(punchability)及耐热应变特性(heatstrain resistance)优异的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
关于作为汽车的驱动类部件而使用的板、盘、环等(例如AT板等)，以往，在将钢板冲裁成规定形状后，实施以硬化(hardening)为目的的淬火(quenching)等热处理而调整为规定硬度，之后，接合摩擦材料(friction material)而制造。但是，在以往的制造方法中，在热处理中消耗大量的热能，而且需要专用的热处理设备，因此无法避免制造成本的增加。
在这样的状况下，近年来，代替冲裁成形(blanking)后的热处理而利用冷轧调整为期望硬度的冷轧钢板的适用不断增多。在适用冷轧钢板的情况下，由于不需要淬火等热处理，所以能够大幅削减制造成本。但是，在适用冷轧钢板的情况下，有时在冲裁加工后的部件中产生大的弯曲。因此，存在需要在冲裁后进行形状矫正(shape straitening)的问题。进一步地，存在即使进行矫正也无法得到规定形状的问题。即使在冲裁后得到良好的平坦形状(flatness)，也存在如下的热应变的问题，即，在与摩擦材料的接合工序(bondingprocess)或实际使用环境(actual use environment)中暴露于高温的情况下，残余应力(residual stress)被释放而发生变形。
关于以板为代表的驱动类部件用的冷轧钢板，至今提出了各种技术。
例如，在专利文献1中提出了以下技术：将以质量％计含有C：0.05～0.6％、Si：2.0％以下、Mn：0.2～2.0％、P：0.03％以下、S：0.03％以下、Sol.Al：0.1％以下、N：0.01％以下且余量为Fe及不可避免的杂质的钢以(Ar3相变点-20℃)以上的结束温度(finishtemperature)进行热轧后，在冷却速度大于120℃/秒、冷却停止温度为650℃以下的条件下进行冷却，以使得钢板宽度方向的中央部与边缘部的冷却停止温度之差为30℃以下，以600℃以下的卷绕温度进行卷绕，在酸洗后，以40％以上的压下率进行冷轧，或者在以600℃以上AC1相变点以下的退火温度进行退火后以40％以上的压下率进行冷轧，由此，制造钢板的板面硬度(surface hardness of steel sheet)Hv为170～300且钢板的长度方向及宽度方向的各位置的板面硬度差的最大值ΔHv为20以下的薄钢板。根据专利文献1所提出的技术，钢板的长度方向及宽度方向的不同位置的残余应力的差异得到抑制，能够得到冲裁后的平坦度(flatness)优异的冷轧状态的薄钢板。
在专利文献2中提出了以下技术：对于具有以质量％计含有C：0.05以上且小于0.10％、Si：0.5％以下、Mn：0.20～2.0％、P：0.03％以下、S：0.020％以下、Cr：0.05～0.5％且余量为Fe及不可避免的杂质这样的组成的钢原料，将精轧的精轧结束温度设为Ar3相变点以上而进行热轧，在精轧结束后8s以内冷却至500～650℃，以500～650℃实施卷绕处理，制成具有如下组织且拉伸强度为440MPa以上的热轧钢板，该热轧钢板的组织为：具有由先共析铁素体(pro-eutectoid ferrite)、珠光体(pearlite)、和贝氏体铁素体(bainiticferrite)或贝氏体(bainite)构成的基底(matrix)，且该基地中存在的渗碳体(cementite)分散有平均为1.0×104个/mm2以上，在制成这样的热轧钢板后，对该热轧钢板实施压下率为30～70％的冷轧，由此，制造冷轧钢板。而且，根据专利文献2中提出的技术，能够得到冲裁加工后的平坦度优异且端面性状优异的冷轧钢板。
在专利文献3中提出了以下技术：将具有如下组成的板坯(slab)在热轧结束温度为Ar3相变点以上、卷绕温度为500～600℃的条件下进行热轧，在对热轧钢板进行酸洗处理后，不进行退火处理而以50％以上的压下率进行冷轧，进而，使用直径为300mm以上的轧辊实施压下率1％以下的轻压下轧制，由此，制造冷轧钢板，所述板坯的组成为：含有C：0.15～0.25质量％、Si：0.25质量％以下、Mn：0.3～0.9质量％、P：0.03质量％以下、S：0.015质量％以下、Al：0.01～0.08质量％、N：0.008质量％以下、Ti：0.01～0.05质量％、B：0.002～0.005质量％，余量实质上为Fe。根据专利文献3中提出的技术，能够得到减少了冷延时生成的残余应力的AT板用冷轧钢板(cold rolled steel sheet for automatic transmission)。
专利文献1：日本特开2006-307281号公报
专利文献2：日本特开2008-138237号公报
专利文献3：日本特开2005-200712号公报
发明内容
发明要解决的课题
但是，在专利文献1所提出的技术中，在热轧结束后进行急速冷却，且以低至600℃以下的温度进行卷绕，因此，在热轧钢板的阶段，内部的残余应力变大，结果，冷轧后的薄钢板也成为积蓄了大的残余应力的状态。如果对这样积蓄了大的残余应力的冷轧状态的薄钢板进行冲裁成形，则虽然在冲裁成形后的状态下得到良好的平坦度，但存在因冲裁成形之后的摩擦材料的接合工序中的加热而残余应力释放从而导致平坦度劣化这样的热应变的问题。
在专利文献2所提出的技术中，由于对大量含有比铁素体硬质的珠光体、贝氏体的热轧钢板实施冷轧，所以在冷轧时在铁素体与珠光体或贝氏体的相界面(phase boundary)附近产生不均匀的变形，钢板内部的残余应力变大。因此，如果对由此得到的冷轧钢板进行冲裁成形，则虽然在冲裁成形后的状态下得到良好的平坦形状及冲裁端面性状(appearances of punched surface)，但与专利文献1中提出的技术同样地，存在产生热应变(heat strain)的问题。
在专利文献3所提出的技术中，C含量高至0.15～0.25质量％且热轧工序的卷绕温度低至500～600℃，因此在热轧钢板中大量生产珠光体和贝氏体。因此，与专利文献2中提出的技术同样地，冷轧时钢板内部的残余应力变大，结果，存在即使在冲裁成形后的状态下得到平坦的形状，也因冲裁成形后的加热而产生热应变这样的问题。
本发明的目的在于，解决上述问题，提供一种兼具有作为板或盘等驱动类部件用而所需的硬度、冲裁后的平坦度及冲裁端面性状、以及耐热应变特性的冷轧钢板及其制造方法。在此，耐热应变特性是指如下特性，即，在摩擦材料的接合工序或实际使用环境中被加热至100～400℃左右的温度范围时，薄钢板的变形少，能够得到充分的平坦度。
用于解决课题的手段
为了解决上述课题，本申请发明人关于对冷轧钢板的耐热应变特性、冲裁后的平坦度及冲裁端面性状产生影响的各种因素，反复进行了深入研究。
结果发现，对于提高耐热应变特性，冷轧后的残余应力的减小是有效的。发现为了减小冷轧后的残余应力，重要的是，通过将冷轧中的压下率(rolling reduction)设为规定值以下，以及将钢原料的C量降低为规定值以下并规定热轧工序的卷绕温度，从而使冷轧前的热轧板为铁素体主相，使该热轧板的珠光体相和贝氏体相的体积分率(volumefraction)降低，并且控制冷轧后的钢板的珠光体和贝氏体相的平均粒径及平均长径比(average aspect ratio)。
在冷轧前的热轧板包含作为主相的铁素体、以及作为硬质相的珠光体相及/或贝氏体相(以下，有时将珠光体相、贝氏体相中的任一种以上称为“硬质相”)的情况下，在冷轧时在铁素体相-硬质相界面的附近产生不均匀的变形，残余应力容易积蓄。因此，通过使冷轧前的热轧板为铁素体主相并且使该热轧板所包含的硬质相的体积分率降低，能够使伴随冷轧时在铁素体/珠光体的界面附近、或铁素体/贝氏体的界面附近的不均匀变形所产生的残余应力减小，能够提高冷轧钢板的耐热应变特性。如果使用这样的冷轧钢板制造板等驱动类部件，则冲裁成形为规定形状后自不必说，即使在与摩擦材料的接合工序或实际使用环境中暴露于高温，也能够消除因热应变引起的平坦度降低的问题。
本申请发明人发现，使冷轧前的热轧板为铁素体主相、使该热轧板的硬质相的体积分率降低并且控制硬质相的平均粒径及平均长径比，在改善冷轧钢板的冲裁后的平坦度及冲裁端面性状方面也是极为有效的。
通过在冷轧前的热轧板中尽量避免硬质相的生成，能够在冷轧后的钢板内得到均匀的特性，从而能够在冲裁后得到良好的平坦度。另外，通过在冷轧前的热轧板中尽量避免硬质相的生成，冲裁成形时容易产生裂纹的异相界面(铁素体相与硬质相的界面)减少，从而冲裁端面性状提高。
在冷轧中，硬质相沿轧制方向延展，但由于作为主相的铁素体与硬质相的硬度差大，所以如果硬质相在轧制方向上延展的程度大的话(即，硬质相的长径比大)，则在铁素体相与硬质相的界面处积蓄的应变大，残余应力积蓄，冷轧钢板的耐热应变特性降低。因此，为了提高这些特性，需要使由珠光体、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的平均长径比为规定值以下。另外，通过将硬质相的平均粒径控制为规定值以下，即使从异相界面(boundary between different phases)产生裂纹(crack)，也能防止裂纹显著传播，从而能够得到没有缺陷的冲裁端面。
如上所述，为了使冷轧前的热轧板为铁素体主相且使该热轧板的硬质相的体积分率降低，除了使钢原料的C量减少为规定值以下之外，还需要使热轧工序的卷绕温度为大于600℃且750℃以下的高温。为了控制冷轧后的钢板的硬质相的平均粒径及平均长径比，除了优化热轧板的轧制条件外，还需要限制冷轧的压下率。
本发明是基于以上见解而完成的，本发明的主旨如下所述。
[1]一种冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板，具有以下组成：以质量％，含有C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，所述冷轧钢板具有以下组织：铁素体相的面积率为80％以上，由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的面积率合计为20％以下，所述硬质相的平均粒径为1μm以上10μm以下，且所述硬质相的平均长径比为10.0以下，所述冷轧钢板的维氏硬度(Vickershardness)为Hv170以上。
[2]如上述[1]所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下中的任一种以上。
[3]如上述[1]或[2]所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下中的任一种以上。
[4]如上述[1]至[3]中任一项所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下中的任一种以上。
[5]如上述[1]至[4]中任一项所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下中的任一种以上。
[6]一种冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，对具有以下组成的钢原料实施将精轧结束温度设为800℃以上950℃以下的热轧，在热轧结束后，以大于600℃且750℃以下的卷绕温度进行卷绕，在通过酸洗(pickling)除去氧化皮(scale)后，以30％以上70％以下的压下率实施冷轧，所述组成为，以质量％计，含有C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
[7]如上述[6]所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，在实施所述冷轧后，实施平整轧制。
[8]如上述[6]或[7]所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下中的任一种以上。
[9]如上述[6]至[8]中任一项所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下中的任一种以上。
[10]如上述[6]至[9]中任一项所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下中的任一种以上。
[11]如上述[6]至[10]中任一项所述的冲裁性及耐热应变特性优异的冷轧钢板的制造方法，其中，在所述组成的基础上，以质量％计，还含有Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下中的任一种以上。
发明效果
根据本发明，能够容易地制造冲裁后的平坦度及冲裁端面性状良好、并且耐热应变特性也优异的冷轧钢板，在产业上发挥显著的效果。本发明的冷轧钢板作为汽车用部件、特别是板、盘等驱动类部件用原料极为合适。
具体实施方式
首先，说明本发明冷轧钢板的成分组成的限定理由。关于作为各成分元素含量的单位的％，只要没有特别事先说明则是指质量％。
C：0.01％以上0.08％以下
C是钢板的强化所需的元素，为了得到作为板、盘等驱动类部件用原料而所需的硬度，需要使C含量为0.01％以上。另一方面，若C含量超过0.08％，则硬度过度变高，另外，珠光体的比例(fraction)上升，冲裁后的平坦度劣化，并且冲裁端面性状劣化。因此，将C含量的上限设为0.08％。特别是从冲裁端面性状的观点出发，优选将C含量设为小于0.05％。更优选为0.04％以下。
Si：0.01％以上1.0％以下
Si是钢的脱氧剂(deoxidizer)，具有使钢的清洁度(cleanliness)提高的效果，因此将含量设为0.01％以上。Si也是通过固溶强化(solid solution hardening)使钢板的硬度上升的元素，可以为了得到所期望的硬度而添加。然而，若Si含量超过1.0％则钢板的表面性状(surface quality)劣化，因此将Si含量的上限设为1.0％。特别是，在发生摩擦的部件中使用的板材的情况下，要求良好的表面性状，因此优选设为0.6％以下。
Mn：0.05％以上1.0％以下
Mn是通过固溶强化来提高钢板的硬度的元素，为了得到期望的硬度，需要使Mn含量为0.05％以上。优选为0.1％以上。若Mn含量超过1.0％，则珠光体、贝氏体等过剩地生成，并且因偏析(segregation)而导致珠光体等呈层状地生成，冲裁端面性状劣化。因此，将Mn含量设为1.0％以下。优选为0.5％以下。
P：0.03％以下
P是在钢中容易偏析的元素，如果大量含有则会因P的偏析而促进层状组织的形成，冲裁端面性状劣化。因此，需要使P含量为0.03％以下。优选为0.02％以下。
S：0.015％以下
S形成MnS等硫化物系夹杂物，使冲裁端面性状劣化。因此，需要使S含量为0.015％以下。优选为0.010％以下。
Al：0.005％以上0.10％以下
Al通过作为脱氧元素添加而能够使钢板的清洁度提高，因此需要使其含量为0.005％以上。优选为0.03％以上。另一方面，若Al含量超过0.10％，则氧化物过剩地生成，表面性状劣化，与摩擦材料的接合性劣化。因此，将Al含量设为0.10％以下。优选为0.08％以下。
N：0.01％以下
N在本发明中是有害的元素，若其含量过剩则会导致钢板的延展性降低、冲裁端面性状劣化。因此，将N含量设为0.01％以下。优选为0.006％以下。
以上为本发明冷轧钢板的基本成分，但本发明冷轧钢板也可以在这些基本成分的基础上根据需要还含有以下元素。
Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下中的任一种以上
Cu及Ni是通过固溶强化而有助于钢板硬度的提高的元素，可以为了对钢板赋予期望的硬度而含有。为了得到这样的效果，优选将Cu含量设为0.01％以上、将Ni含量设为0.01％以上。更优选将Cu含量设为0.02％以上、将Ni含量设为0.02％以上。另一方面，若这些元素的含量变得过剩，则表面性状劣化，与摩擦材料的接合性劣化。因此，优选将Cu含量设为0.20％以下、将Ni含量设为0.50％以下。更优选将Cu含量设为0.10％以下、将Ni含量设为0.30％以下。
Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下中的任一种以上
Ti、Nb、V、Zr、Mo、Cr、B是有助于提高钢板硬度的元素，优选为了对钢板赋予期望的硬度而含有。另一方面，若这些元素的含量变得过剩，则残余应力变大，从而冲裁后的平坦度降低、产生热应变。因此，优选将Ti含量设为0.005％以上0.10％以下、将Nb含量设为0.005％以上0.10％以下、将V含量设为0.005％以上0.50％以下、将Zr含量设为0.005％以上0.10％以下、将Mo含量设为0.02％以上0.50％以下、将Cr含量设为0.03％以上0.50％以下、将B含量设为0.0003％以上0.0050％以下。更优选将Ti含量设为0.008％以上0.03％以下、将Nb含量设为0.008％以上0.05％以下、将V含量设为0.01％以上0.20％以下、将Zr含量设为0.01％以上0.03％以下、将Mo含量设为0.05％以上0.20％以下、将Cr含量设为0.05％以上0.20％以下、将B含量设为0.0005％以上0.0030％以下。
Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下中的任一种以上
Ca、REM均是具有将硫化物的形态控制为球状并提高钢板的冲裁端面性状的作用的元素，可以根据需要而含有。为了得到这样的效果，优选将Ca含量设为0.0003％以上、将REM含量设为0.0003％以上。更优选将Ca含量设为0.0008％以上、将REM含量设为0.0008％以上。另一方面，若这些元素的含量变得过剩，则夹杂物增大，使钢板的冲裁端面性状劣化，因此优选将Ca含量设为0.0050％以下、将REM含量设为0.0100％以下。另外，更优选将Ca含量设为0.0030％以下、将REM含量设为0.0050％以下。
Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下中的任一种以上
Sb及Sn是使钢板的表面性状提高的元素，具有提高与摩擦材料的接合性的效果。为了得到这样的效果，优选将Sb含量设为0.001％以上、将Sn含量设为0.001％以上。另一方面，若这些元素的含量变得过剩，则表面偏析(surface segregation)变得显著，钢板的表面性状劣化从而与摩擦材料的接合性降低，因此优选将Sb含量设为0.030％以下、将Sn含量设为0.030％以下。更优选将Sb含量设为0.005％以上0.020％以下、将Sn含量设为0.005％以上0.015％以下。
上述成分以外的余量为Fe及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质可以例示O、Mg、Co、Zn、Ta、W、Pb、Bi等，这些元素的含量如果为约0.01％以下则是能够允许的。
接下来，说明本发明冷轧钢板的组织。
本发明的冷轧钢板具有以下组织：铁素体相的面积率为80％以上，由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的面积率合计为20％以下，所述硬质相的平均粒径为1μm以上10μm以下，并且所述硬质相的平均长径比为10.0以下。
在本发明中，通过使冷轧时的钢板内的变形均匀，来减小冷轧钢板的残余应力。从这样的观点出发，本发明的冷轧钢板需要使主相为软质的铁素体相并抑制硬质的珠光体相及贝氏体相。在合计面积率超过20％地大量含有由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的情况下，冷轧后的残余应力增大，从而冲裁后的钢板形状劣化，或在冲裁时在铁素体相与硬质相的界面处产生裂纹且钢板的冲裁端面性状劣化。另外，随着残余应力的增大，耐热应变特性劣化，因此在将这样的冷轧钢板冲裁成形后，若暴露于高温环境下则产生热应变。
基于以上理由，在本发明中，需要使铁素体相的面积率设为80％以上，并使由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的面积率合计为20％以下。铁素体相的面积率优选为85％以上，更优选为90％以上。另一方面，上述硬质相的面积率合计优选为15％以下，更优选为10％以下。
然而，若上述硬质相的面积率极端变低，则无法得到期望的钢板硬度，因此上述硬质相的面积率优选为合计2％以上。此外，作为本发明的冷轧钢板组织，除铁素体相、珠光体相、贝氏体相之外，也可以含有渗碳体。渗碳体的面积率优选为1％以下。
另外，本发明的冷轧钢板具有如下组织：由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的平均粒径为1μm以上10μm以下，并且，所述硬质相的平均长径比为10.0以下。此外，硬质相的平均粒径和平均长径比的求出方法记载于后述的实施例。
若硬质相的平均粒径超过10μm，则在硬质相与铁素体相的界面产生的裂纹显著传播，在钢板的冲裁端面产生裂纹，端面性状降低。因此，将硬质相的平均粒径设为10μm以下。优选为7μm以下。从钢板的冲裁性的观点出发，硬质相的平均粒径越小越好。但是，为了减小硬质相的平均粒径，不得不在钢板制造时降低热轧的精轧结束温度及卷绕温度。另一方面，为了得到本发明的以铁素体相为主相的组织，需要如后所述地将热轧的精轧结束温度和卷绕温度设为规定温度以上，在该热轧条件范围内，硬质相的晶粒细化存在极限。因此，将硬质相的平均粒径设为1μm以上。
另外，若硬质相的平均长径比超过10.0，则硬质相与作为主相的铁素体相的界面的应变增大，残余应力变大，从而冷轧钢板的耐热应变特性降低。因此，将硬质相的平均长径比设为10.0以下。优选为8.0以下。
将本发明的冷轧钢板的硬度设为Hv(维氏硬度)170以上。当钢板的硬度小于Hv170时，强度不充分，无法承受作为汽车用驱动类部件的板或盘、环的使用。因此，将冷轧钢板的硬度设为Hv170以上。优选为Hv190以上。另一方面，本发明的冷轧钢板的硬度主要基于由冷轧导致的加工硬化，因此若硬度变得过高(即，冷轧的压下率变得过高)则钢板的残余应力也增大，耐热应变特性劣化。因此，优选将冷轧钢板的硬度设为Hv250以下。
接下来，说明本发明的冷轧钢板的制造方法。
对具有上述的化学组成的钢原料实施热轧，制成以铁素体相为主相的热轧板，对于该热轧板，在通过酸洗除去氧化皮后，以规定的压下率进行冷轧，由此得到本发明的冷轧钢板。
钢原料的制造方法无需特别限定。能够适用以下常用的方法等任一种方法：例如，通过转炉或电炉熔铸具有上述组成的钢液，优选通过真空脱气炉(vacuum degassingfurnace)进行二次精炼(secondary smelting)，通过连续铸造等制造方法制成板坯等钢原料。
钢原料接下来被实施由粗轧(rough rolling)和精轧(finish rolling)组成的热轧，制成热轧板。在实施热轧时，可以进行直接轧制(direct rolling)，即，在铸造钢原料后，立刻进行热轧或者在铸造后实施了以补充加热(supplementing heat)为目的的加热后进行热轧。在热轧前对钢原料进行加热的情况下，其加热温度无需特别限定，但优选设为1000℃以上1300℃以下的范围的温度。当上述加热温度小于1000℃时，变形阻力变高，有时无法得到良好的形状。另一方面，若超过1300℃而成为高温，则促进氧化皮的生长，有可能导致钢板的表面性状降低。此外，粗轧的条件没有特别限定。
精轧结束温度：800℃以上950℃以下
若精轧结束温度超过950℃，则热轧板的组织粗大化。其结果，冷轧后的钢板的硬质相的平均粒径变大，从而冲裁端面性状劣化。另一方面，当精轧结束温度小于800℃时，热轧板的组织成为由极端伸长的晶粒构成的组织，硬质相的长径比也变大。若对像这样含有在热轧板的阶段沿轧制方向伸长的硬质相的钢板进一步进行冷轧，则由于硬质相与作为主相的铁素体相之间的硬度差大，所以在组织沿轧制方向伸长时在硬质相与作为主相的铁素体相的界面产生大的残余应力。因此，冷轧后的钢板中积蓄的残余应力变大，容易产生热应变。因此，将精轧结束温度设为800℃以上950℃以下。优选为850℃以上920℃以下。
卷绕温度：大于600℃且750℃以下
当卷绕温度为600℃以下时，珠光体相和贝氏体相过剩地生成，无法得到作为目标的铁素体相主体的钢板组织。另一方面，若卷绕温度大于750℃，则珠光体相和渗碳体颗粒粗大化从而钢板的冲裁端面性状劣化、钢板的表面性状劣化。因此，将卷绕温度设为大于600℃且750℃以下。优选为620℃以上700℃以下。
关于在精轧结束后冷却至卷绕温度时的冷却速度，没有特别限定，但为了使热轧板以及最终得到的冷轧钢板成为期望的组织，优选使从精轧结束温度到卷绕温度为止的温度范围的平均冷却速度为10℃/s以上且小于120℃/s。更优选为15℃/s以上50℃/s以下。
如上所述地得到的热轧板在通过酸洗除去氧化皮后，实施冷轧而制成冷轧钢板。
冷轧的压下率：30％以上70％以下
为了通过冷轧而成为作为板等驱动类部件用原料所需的钢板硬度，需要使压下率为30％以上。另一方面，若压下率超过70％，则残余应力变大，由珠光体及/或贝氏体相构成的硬质相的平均长径比超过规定值，容易产生热应变。因此，将冷轧的压下率设为30％以上70％以下。优选为40％以上60％以下。
在本发明中，从钢板形状的矫正和残余应力的调整的观点出发，可以在冷轧后实施平整轧制(temper rolling)或使钢板通过矫平机(leveler)。从调整残余应力的观点出发，在实施平整轧制的情况下，优选将伸长率设为0.3％以上。更优选为0.4％以上。然而，从平整轧制后的钢板平坦度的观点出发，优选设为1.0％以下。
实施例
通过转炉熔铸表1所示的化学成分的钢，通过连续铸造法制成板坯(钢原料)。接着，在表2所示的条件下对这些钢原料实施热轧、冷却、卷绕而制成热轧板。接着，在通过酸洗除去氧化皮后，以表2所示的压下率实施冷轧，制成冷轧钢板。对于一部分的冷轧钢板，通过矫平机或平整轧制进行形状矫正。
[表2]
*1)从精轧结束温度到卷绕温度为止的温度范围的平均冷却速度
从所得到的冷轧钢板采集试验片，通过以下所示的方法进行组织观察，求出铁素体相、珠光体相、贝氏体相的面积率和硬质相(珠光体相及/或贝氏体相)的平均粒径及平均长径比。另外，从所得到的冷轧钢板采集试验片，通过以下所示的方法评价硬度、冲裁后的平坦度、冲裁端面性状、耐热应变特性。
组织观察
采集与轧制方向平行的板厚截面的试样，针对板厚截面通过3％硝酸酒精溶液(nital)使组织出现，在板厚1/4位置使用扫描电子显微镜(scanning electronmicroscope)(SEM)以500倍拍摄3个视场，通过图像处理将各相的面积率、以及由珠光体、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的粒径和长径比定量化。粒径设为将晶粒的长轴长度a与短轴长度b相乘得到的值的平方根(√(a×b))。长径比设为晶粒的长轴长度a除以短轴长度b得到的值(a/b)。硬质相的平均粒径及平均长径比在图像处理中为被识别为珠光体相或贝氏体相中任一种的所有晶粒的粒径、长径比的算术平均。
硬度
采集与轧制方向平行的板厚截面的试样，埋入于树脂中，对板厚截面进行研磨后，在板厚1/4的位置，按照JIS Z 2244的规定使用维氏硬度计以500gf的载荷对5点进行测定，将其平均值作为硬度。
冲裁后的平坦度
从所得到的冷轧钢板冲裁出外径100mm、内径80mm的环状的板，将板放置于激光测定器(laser displacement meter)的测定台上，通过激光测定器对圆环部整体测定从测定台到板的圆环部上表面为止的高度，算出其最大值与最小值的差。将最大值与最小值的差为0.2mm以下的情况下设为平坦度：良好(○)。另一方面，将最大值与最小值的差大于0.2mm的情况设为平坦度：不良(×)。
冲裁端面性状
从所得到的冷轧钢板冲裁出外径100mm、内径80mm的环状的板，对冲裁端面进行观察，将没有裂纹和二次断裂面(secondary shear surface)的板设为冲裁端面性状：良好(○)。另一方面，将观察到裂纹及/或二次断裂面的板设为冲裁端面性状：不良(×)。
耐热应变特性
从所得到的冷轧钢板冲裁出外径100mm、内径80mm的环状的板，并进行将板在300℃保持1hr后空冷至室温的热处理。在热处理后，与上述“冲裁后的平坦度测定”同样地，通过激光测定器测定板的形状，算出板的圆环部的高度的最大值与最小值的差。
将最大值与最小值的差为0.2mm以下的情况设为耐热应变特性：良好(○)。另一方面，将最大值与最小值的差大于0.2mm的情况设为耐热应变特性：不良(×)。
将这些结果示于表3。
发明例的冷轧钢板均具有维氏硬度为Hv170以上的充分的硬度，并且冲裁加工后的平坦度、冲裁端面性状优异，并且耐热应变特性优异。另一方面，脱离本发明的范围的比较例的冷轧钢板的某一特性较差。
本申请基于2013年4月2日在日本提出申请的特愿2013-076860号主张优先权，在此组入其所有内容。

Claims (5)

1.一种冷轧钢板，具有以下组成：以质量％计，含有C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下，余量为Fe及不可避免的杂质，
所述冷轧钢板具有以下组织：铁素体相的面积率为80％以上，由珠光体相、贝氏体相中的任一种以上构成的硬质相的面积率合计为20％以下，所述硬质相的平均粒径为1μm以上10μm以下，且所述硬质相的平均长径比为10.0以下，
所述冷轧钢板的维氏硬度为Hv170以上。
2.如权利要求1所述的冷轧钢板，其中，
在所述组成的基础上，还含有选自下述的(1)～(4)项中的任一项以上：
(1)以质量％计，Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下中的任一种以上，
(2)以质量％计，Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下中的任一种以上，
(3)以质量％计，Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下中的任一种以上，
(4)以质量％计，Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下中的任一种以上。
3.一种冷轧钢板的制造方法，对具有以下组成的钢原料实施将精轧结束温度设为800℃以上950℃以下的热轧，在热轧结束后，以大于600℃且750℃以下的卷绕温度进行卷绕，在通过酸洗除去氧化皮后，以40％以上60％以下的压下率实施冷轧，所述钢原料的组成为，以质量％计，含有C：0.01％以上0.08％以下、Si：0.01％以上1.0％以下、Mn：0.05％以上1.0％以下、P：0.03％以下、S：0.015％以下、Al：0.005％以上0.10％以下、N：0.01％以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
4.如权利要求3所述的冷轧钢板的制造方法，其中，
在实施所述冷轧后，实施平整轧制。
5.如权利要求3或4所述的冷轧钢板的制造方法，其中，
在所述组成的基础上，还含有选自下述的(1)～(4)项中的任一项以上：
(1)以质量％计，Cu：0.01％以上0.20％以下、Ni：0.01％以上0.50％以下中的任一种以上，
(2)以质量％计，Ti：0.005％以上0.10％以下、Nb：0.005％以上0.10％以下、V：0.005％以上0.50％以下、Zr：0.005％以上0.10％以下、Mo：0.02％以上0.50％以下、Cr：0.03％以上0.50％以下、B：0.0003％以上0.0050％以下中的任一种以上，
(3)以质量％计，Ca：0.0003％以上0.0050％以下、REM：0.0003％以上0.0100％以下中的任一种以上，
(4)以质量％计，Sb：0.001％以上0.030％以下、Sn：0.001％以上0.030％以下中的任一种以上。
CN201480019854.2A 2013-04-02 2014-03-07 冷轧钢板及其制造方法 Active CN105074039B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013076860A JP5633594B2 (ja) 2013-04-02 2013-04-02 打ち抜き性および耐熱ひずみ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP2013-076860 2013-04-02
PCT/JP2014/001265 WO2014162661A1 (ja) 2013-04-02 2014-03-07 冷延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105074039A CN105074039A (zh) 2015-11-18
CN105074039B true CN105074039B (zh) 2017-03-15

Family

ID=51657976

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480019854.2A Active CN105074039B (zh) 2013-04-02 2014-03-07 冷轧钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
JP (1) JP5633594B2 (zh)
KR (1) KR101717002B1 (zh)
CN (1) CN105074039B (zh)
MX (1) MX2015013941A (zh)
TW (2) TWI551696B (zh)
WO (1) WO2014162661A1 (zh)

Families Citing this family (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2017012310A (es) 2015-03-27 2018-01-18 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo de produccion para la misma.
KR101778385B1 (ko) * 2015-11-20 2017-09-14 주식회사 포스코 전단가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
US20190078172A1 (en) * 2016-03-11 2019-03-14 Jfe Steel Corporation High-strength thin steel sheet and manufacturing method therefor
CN105779864B (zh) * 2016-04-28 2017-11-21 武汉钢铁有限公司 弥散强化微合金高强钢及其生产方法
US11130161B2 (en) 2016-11-23 2021-09-28 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-strength corrosion-resistant composite chequered iron and manufacturing method therefor
CN108085585B (zh) * 2016-11-23 2020-05-22 宝山钢铁股份有限公司 一种高强耐蚀复合花纹钢及其制造方法
BR112019012416A2 (pt) * 2017-02-20 2020-02-27 Nippon Steel Corporation Chapa de aço e método para produção da mesma
CN106987772B (zh) * 2017-04-28 2018-11-30 武汉钢铁有限公司 高强度耐火耐候钢及其生产方法
KR102457575B1 (ko) 2018-05-21 2022-10-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 무방향성 전자 강판 및 그의 제조 방법
KR102353730B1 (ko) * 2019-12-20 2022-01-19 주식회사 포스코 플럭스 코어드 와이어용 냉연강판 및 그 제조방법
CN114990436A (zh) * 2022-05-25 2022-09-02 鞍钢冷轧钢板（莆田）有限公司 一种微波炉用高硬度冷轧板及其生产方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1386140A (zh) * 2000-05-26 2002-12-18 川崎制铁株式会社 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法
CN101688279A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102666901A (zh) * 2009-12-25 2012-09-12 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板和冷轧钢板以及它们的制造方法
CN102712978A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 加工性和点焊性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3959934B2 (ja) * 2000-05-29 2007-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 歪時効硬化特性、耐衝撃特性および加工性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
ATE383452T1 (de) * 2001-10-04 2008-01-15 Nippon Steel Corp Ziehbares hochfestes dünnes stahlblech mit hervorragender formfixierungseigenschaft und herstellungsverfahren dafür
JP2005200712A (ja) 2004-01-16 2005-07-28 Nisshin Steel Co Ltd 残留応力を低減したａｔプレート用冷延鋼板及びその製造方法
JP4765388B2 (ja) 2005-04-28 2011-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き後の平坦度に優れる冷間圧延ままの薄鋼板の製造方法
US7922834B2 (en) * 2005-07-07 2011-04-12 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Non-oriented electrical steel sheet and production process thereof
JP5070824B2 (ja) 2006-11-30 2012-11-14 Ｊｆｅスチール株式会社 打抜き加工後の平坦度および端面性状に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP5786318B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5660291B2 (ja) * 2010-07-29 2015-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
KR101549317B1 (ko) * 2011-03-28 2015-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5884714B2 (ja) * 2012-01-31 2016-03-15 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2013209727A (ja) * 2012-03-30 2013-10-10 Jfe Steel Corp 加工性に優れた冷延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1386140A (zh) * 2000-05-26 2002-12-18 川崎制铁株式会社 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法
CN101688279A (zh) * 2007-07-11 2010-03-31 杰富意钢铁株式会社 屈服强度低、材质变化小的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102666901A (zh) * 2009-12-25 2012-09-12 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板和冷轧钢板以及它们的制造方法
CN102712978A (zh) * 2010-01-22 2012-10-03 杰富意钢铁株式会社 加工性和点焊性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101717002B1 (ko) 2017-03-15
MX2015013941A (es) 2015-12-08
JP5633594B2 (ja) 2014-12-03
TW201441383A (zh) 2014-11-01
CN105074039A (zh) 2015-11-18
TWI551696B (zh) 2016-10-01
TWI534273B (zh) 2016-05-21
JP2014201766A (ja) 2014-10-27
TW201621061A (zh) 2016-06-16
WO2014162661A1 (ja) 2014-10-09
KR20150119097A (ko) 2015-10-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105074039B (zh) 冷轧钢板及其制造方法
CN107208206B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN106170574B (zh) 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107614731B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度镀覆钢板及它们的制造方法
CN107208205B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CN109072371B (zh) 温加工用高强度钢板及其制造方法
JP4254663B2 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2021065346A1 (ja) 熱延鋼板
CN107109571A (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN105051228B (zh) 硬质冷轧钢板及其制造方法
JP2007270331A (ja) ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JP2010077512A (ja) 冷延鋼板の製造方法
CN101903547B (zh) 钢板及其制造方法
JP5070824B2 (ja) 打抜き加工後の平坦度および端面性状に優れた冷延鋼板およびその製造方法
CN107406938A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JPWO2020145256A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN104145037B (zh) 弹簧加工性优异的高强度弹簧用钢线材及其制造方法、以及高强度弹簧
CN103003463B (zh) 精密冲裁性优良的高碳热轧钢板及其制造方法
KR102590522B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP4905031B2 (ja) ファインブランキング加工性に優れた鋼板およびその製造方法
JPWO2020145259A1 (ja) 鋼板及びその製造方法
JP6098537B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5125081B2 (ja) 打抜き加工後の平坦度に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP2020111771A (ja) ラインパイプ用鋼板
JP7239071B1 (ja) 高強度熱延鋼板及び高強度熱延鋼板の製造方法

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