CN105378128B - 加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105378128B
CN105378128B CN201380078026.1A CN201380078026A CN105378128B CN 105378128 B CN105378128 B CN 105378128B CN 201380078026 A CN201380078026 A CN 201380078026A CN 105378128 B CN105378128 B CN 105378128B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
steel plate
hot rolled
aging resistance
processability
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
CN201380078026.1A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105378128A (zh
Inventor
金在翼
金钟华
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.)
Posco Holdings Inc
Original Assignee
Posco Co Ltd
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
Priority claimed from KR1020130077898A external-priority patent/KR101543834B1/ko
Priority claimed from KR1020130116700A external-priority patent/KR101560875B1/ko
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN105378128A publication Critical patent/CN105378128A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105378128B publication Critical patent/CN105378128B/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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D7/00—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation
    • C21D7/02—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working
    • C21D7/04—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface
    • C21D7/06—Modifying the physical properties of iron or steel by deformation by cold working of the surface by shot-peening or the like
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004—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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—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
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Metal Rolling (AREA)

Abstract

本发明涉及一种用作家电及汽车等材料的热轧钢板，更详细地，涉及一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法。为此，本发明通过使用超低碳类的铝镇静钢来优化其合金元素及制造条件，从而能够提供加工性及抗时效性均优异的热轧钢板。

Description

加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
用作家电及汽车等材料的钢，需要具有耐蚀性、抗时效性及成型性等特性。
其中，成型性(Formability)在本文中用来表示没有产生断裂(破裂(fracture)、剥除(tear-off)、颈缩(neck))或形状不良(起皱(wrinkle)、回弹(spring-back)、刮伤(scratch)、磨损(galling)等)而按照预期的形状成型的程度。在工业上，这种成型性可以根据变形方式而进行分类，所述变形方式大体上可以分为拉拔(drawing)成型、拉伸(Stretching)成型、弯曲(Bending)成型及拉伸翻边(Stretch-Flanging)成型等四种加工方式。
在上述加工方式中，对于拉伸成型，已知由于模具-材料接触面上几乎没有材料的引入，因此与深拉成型(deep drawing)相比，其成型工序简单，并且作为一种主要与材料的延展性能力(伸长率)具有密切关系的加工方式，与拉拔成型不同的是几乎不受模具条件的影响。
另一方面，与深拉性相关的拉延模(Drawing die)成型是一种将材料放在拉延模上，并在防皱压板(blank holder)的加压状态下，将冲头推入冲模槽内，从而进行成型的方法，其具有板材外径缩小的特点。对此，已知与材质特性中由宽度方向上的变形率与厚度方向上的变形率的比值来表示的兰克福德值(Lankford值，以下，r值)具有较大关系。
尤其是通过下述式(1)所测定的平均塑性应变比值(以下，称为r-bar值)及通过下述式(2)所测定的塑性各向异性值(以下，称为Δr值)是能够体现拉拔性的具代表性的材质特性值，所述平均塑性应变比值与所述塑性各向异性值是通过在轧制方向上测定的各个方向上的r值来求得的。
r-bar值＝(r0+r90+2r45)/4(1)
△r值＝(r0+r90-2r45)/2(2)
(其中，ri表示从轧制方向的i°角度上采集的试片所测定的r值)。
在上述式中，r-bar值越高，在拉拔加工时就能够增加杯形件的深度，从而可以判定为深拉成型性优异的钢材。
另外，作为杯加工时的重要品质特性之一的平面各向异性(Planar Anisotropy)是用于表示材料的物理性能/机械性能所具有的方向性的程度。平面各向异性从根本上来说是由于受到塑性变形等的各晶粒显示出强的方向性而引起的，因此，如果经过加工等处理的晶粒随机存在，则这些结晶就不会具有方向性，从而可以不具有大的平面各向异性。
然而，在一般情况下，钢板内的晶粒会表现出强的方向性，因此，如果进行加工，则会表现出塑性特征(plastic behavior)的各向异性。在进行杯加工时，因成型后的杯的各向异性而会在杯形件加工部上根据各个部位的不同而出现显示高度不同的制耳(Earing)，如果平面各向异性增加，则这种制耳也会增加，从而会使加工不良及材料损失增加。作为平面各向异性的标准来使用的Δr值越接近0，则表明所有方向上具有一定的变形率，从而会显示出各向同性(Isotropic)的性质，因此，在拉拔加工时，适当地控制Δr值非常重要。
另外，作为用于确保钢的抗时效性及加工性的方案，在现有技术中，在利用中低碳铝镇静(Al-killed)钢来进行热轧及冷轧后，通过分批退火方法来有效地控制钢中的固溶碳及氮，以确保加工性。
然而，在这种情况下，由于需要长时间的热处理操作时间，因此不仅会降低生产率，而且因不均匀的加热及冷却模式而会使钢卷内的材质偏差增加。
为了解决上述问题，提出了在因连续退火法而具有抗时效性的加工用材料的情况下，通过在超低碳钢中添加用于析出固溶元素且作为碳氮化物形成元素的钛(Ti)或铌(Nb)等的元素来获得预期特性的方案。
然而，在这种情况下，产生了由添加高价元素所带来的生产成本增加的问题，同时还引起了钢的表面特性劣化。此外，即使在制钢时添加了这些元素，但是随着在热轧步骤中形成无序的织构，从而难以确保深拉(Cupping)性等的加工性。
因此，对于加工用材料，目前所采用的方式为，以热轧材料作为原板使用，并通过进行冷轧及退火工序来形成所需的再结晶织构的方案。然而，在上述情况下，也会存在由添加合金元素带来的材料费的增加及必须实施的附加工序所导致的加工费增加的问题。
因此，目前，从减少成本及省略工序的方面来说，人们的关注点集中在对使用热轧材料的加工用材料的特性进行确保，以及制造方面。
相关专利文献1中公开了在0.01～0.08％的碳钢中添加一部分Mn及B，从而降低Ar3转变温度，并且以1150℃的温度进行再加热后，通过在Ar3温度以上的条件下进行第一次收卷并连接的无头操作方法来制造超薄热轧材料的方法，该方法通过在500℃以上的温度下进行最终收卷，从而能够制造出加工用超薄热轧钢板。然而，在这种情况下，虽然因确保了45％以上的热轧材料的伸长率而能够确保拉伸加工性，但是没有显示出对拉拔加工的改善效果。
此外，在专利文献2中提出了使用添加钛(Ti)和/或铌(Nb)的超低碳钢，并通过无头热轧工序在铁素体单相区进行热精轧后，将热精轧温度和收卷温度的差异控制在100℃以下，从而可以通过自退火(Self-annealing)效果来确保拉拔特性的方案。然而，在这种情况下，为了固定钢内固溶元素也需要添加铌(Nb)等的高价合金元素，而且为了确保热轧工序中的再结晶粒，需要严格控制精轧温度和收卷温度，因此在进行操作时难以实现稳定的生产。
(专利文献1)日本公开专利公报特开平9-227950号
(专利文献2)日本公开专利公报特开平2-141529号
发明内容
本发明要解决的技术问题
本发明的一方面，提供一种在家电或汽车等中使用的用于拉拔加工的高强度热轧钢板。更详细地，提供一种抗时效性及成型性优异的热轧钢板及其制造方法，所述热轧钢板是通过使用没有包含作为碳氮化物形成元素的Ti及Nb等元素的超低碳类的铝镇静钢，并通过适当控制合金元素及元素之间的重量比例及制造方法来获得的。
解决技术问题的技术手段
本发明提供一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板，所述热轧钢板以重量％计，包含0.0001～0.003％的C、0.07～0.8％的Mn、0.03％以下的Si(0％除外)、0.03～0.08％的Al、0.0005～0.002％的B、0.0005～0.002％的N、0.05％以下的P、0.001～0.015％的S、余量的Fe及其它不可避免的杂质，
并且，伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比为4～14。
另外，本发明提供一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，所述热轧钢板的制造方法包括以下步骤：
在1100～1200℃下，对满足上述组成的钢材进行再加热；
在600℃～(Ar3-50℃)的热精轧温度下，对上述经过再加热的钢材进行热精轧，从而制造热轧钢板；
对所述热轧钢板进行收卷；以及
对所述经过收卷的热轧钢板进行除鳞处理；
并且，在进行所述热轧时，轧辊和钢材的摩擦系数为0.05～2.0，并且在整体机组中，总压下率(Rt)与最后两道次压下率(Rf)的比(Rf/Rt)为0.2～0.3。
此外，上述技术问题的解决手段中并没有完全列出本发明的技术特征。参见下述具体的实施方式，可以更详细地理解本发明的各种特征及所述特征所能够实现的优点及效果。
发明的效果
根据本发明，可以提供一种拉伸加工性、拉拔加工性及抗时效性均优异而适合作为加工用材料使用的热轧钢板，所述功效是通过使钢的合金成分及制造条件最优化来实现的。
特别地，本发明的意义在于，提供一种能够代替现有冷轧钢板的热轧钢板。
最佳实施方式
本发明的发明人为了通过确保现有冷轧钢板水平的拉拔性的同时，还能够通过确保抗时效性来提供一种可代替冷轧钢板的热轧钢板而进行深入研究的结果，确认了不需要后续的附加热处理工序，而通过控制合金的成分组成及制造工序就能够制造出拉拔加工性及抗时效性优异的热轧钢板，从而完成了本发明。
下面，对本发明的加工用热轧钢板及其制造方法的实施例进行详细说明，但本发明并不限定于下述实施例。因此，本发明所属技术领域的技术人员在不超出本发明的技术思想的范围内，可以以多种其它方式来实施本发明。
下面，对本发明进行详细说明。
根据本发明一方面的热轧钢板的特征为，以重量％计，包含0.0001～0.003％的C、0.07～0.8％的Mn、0.03％以下的Si(0％除外)、0.03～0.08％的Al、0.0005～0.002％的B、0.0005～0.002％的N、0.05％以下的P、0.001～0.015％的S、余量的Fe及其它不可避免的杂质，并且，伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比为4～14。
下面，对本发明中将热轧钢板中的合金成分限制在上述范围的原因进行详细说明。此时，如果没有做特别的记载，则各成分的含量表示重量％。
C：0.0001～0.003％
碳(C)虽然是一种为了提高钢板的强度而添加的元素，但是在钢中作为固溶元素存在时，是一种能够引起老化的代表性的元素。如果这种C的含量超过0.003％，则因钢内固溶碳的增加，从而不仅在最终热轧板中不能确保材质，而且对钢的时效性也会产生不利的影响，并且，因固溶元素的增加，还会使拉拔加工性显著劣化。另一方面，如果C的含量不足0.0001％，则由于制钢工序中将碳含量控制在极低的范围，因此会使合金铁的价格急剧上升，同时还会存在制钢操作性显著降低的问题。因此，在本发明中，为了稳定地确保预期的目标加工性及抗时效性，优选将C的含量控制为0.0001～0.003％。
Mn：0.07～0.8％
锰(Mn)用于防止因硫(S)所引起的热脆性。为了确保预期的目标强度，优选添加0.07％以上的所述锰。但是，如果Mn的含量超过0.8％，则不仅会因固溶元素的残留而使拉拔加工性劣化，还会引起微偏析(micro-segregation)，从而成为导致成型性恶化的因素。因此，本发明中，优选将Mn的含量控制为0.07～0.8％。
Si：0.03％以下(0％除外)
硅(Si)是一种通过与氧等结合而在钢表面形成氧化层，从而使镀金性及表面特性劣化的元素，因此，优选尽可能地抑制其含量。但是，考虑到制钢工序，将其上限限制在0.03％以下。
Al：0.03～0.08％
铝(Al)是一种在铝镇静钢中为了防止脱氧剂及老化所引起的材质劣化而添加的元素。为了获得上述效果，需要添加0.03％以上的Al，但是，如果过多地添加所述铝，则不仅会使脱氧效果饱和，而且还会使氧化铝(Al2O3)等的表面夹杂物急剧增加，从而会导致热轧材料的表面特性恶化，因此，优选将其含量的上限控制为0.08％。
B：0.0005～0.002％
硼(B)与钢内的固溶元素结合而形成硼(B)类析出物，从而用于改善加工性及抗时效性，并且，由于形成析出物，因此在高温维持条件下也能够抑制钢的晶粒的生长，从而具有使铁素体的颗粒微细化的效果。为了得到上述效果，优选添加0.0005％以上的B，但是，如果B的含量过多，反而会导致加工性劣化，因此，优选将其含量的上限控制为0.002％。
N：0.0005～0.002％
氮(N)作为通过侵入到钢内而显示出强化特性的代表性的侵入型强化元素，是有利于确保预期强度特性的元素。为了得到上述效果，优选添加0.0005％以上的N，但是，如果N的含量过多，则不仅会使抗时效性急剧恶化，而且在制钢步骤中还会增加脱氮的负担，从而会导致制钢操作性恶化，因此，优选将其含量的上限控制为0.002％。
P：0.05％以下
磷(P)是一种作为固溶元素存在于钢中的同时，由于引起固溶强化而对提高钢的强度及硬度有利的元素。但是，如果P的含量超过0.05％，则在铸造时会引起中心偏析，并且会存在加工性降低的问题。因此，在本发明中，优选将P的含量限制在0.05％以下。
S：0.001～0.015％
硫(S)与钢中的Mn结合而形成起到腐蚀引发剂作用的非金属夹杂物，是导致热脆性(red shortness)的因素，因此，优选尽可能地减少其含量。但是，考虑到制钢工序，因此将S的下限限制为0.001％。如果S的含量过多，则部分S与钢中的Mn结合，从而会使锰-硫酸盐类析出物的尺寸变得粗大，因此，将其含量的上限限制为0.015％。
本发明的其余成分为铁(Fe)。但是，在通常的钢铁制造过程中，会从原料或周围环境中不可避免地混入不希望混入的杂质，因此这些杂质的混入是不可避免的。这些杂质对于本领域常规的铁钢制造过程的技术人员来说是公知的，因此在本说明书中未记载关于杂质的所有内容。
为了通过确保如上所述组成的钢材的抗时效性及拉拔加工性来获得材料的特性改善效果及预期物理性质，优选控制与钢内元素结合而形成碳化物及氮化物类析出物的元素的含量比。
在本发明中，对于具有上述成分范围的热轧钢板，对于在形成氮化物的添加元素中的Al，为了确保热轧钢板的抗时效性及拉拔加工性，优选控制Al、B及N的含量比，以使它们的含量满足下述关系式1：
[关系式1]
0.025≤(Al×B)/N≤0.07
(在所述关系式1中，Al、B及N的单位为重量％)。
在本发明中，如果(Al×B)/N小于0.025，则在钢内以固溶状态存在的N的量会增加，从而会降低最终产品的抗时效性及加工性，另一方面，如果(Al×B)/N超过0.07，则在确保抗时效性方面虽然有效，但是会提高热轧板的再结晶温度，并且高价的合金元素的添加量会增加，从而会成为增加制造成本的因素。因此，在本发明中，为了确保优异的抗时效性及拉拔加工性，优选将Al、B及N的含量比((Al×B)/N)限制为0.025～0.07。
此外，在本发明中，钢中添加的碳以渗碳体等的碳化析出物的形态存在，或以固溶状态的固溶碳形态存在于作为母相的铁素体相内。其中，以固溶状态存在于母相的固溶碳随着时间的流逝，会成为引起钢的材质变化的老化原因。对此，优选通过对固溶碳进行冷却、析出等的方法来控制固溶碳的含量。
对此，优选将本发明的热轧钢板的固溶碳量控制在5ppm以下。如果所述固溶碳量超过5ppm，则会因钢内固溶元素而使抗时效性劣化，从而不能确保加工性。
在本发明中，通过控制与钢的成型性密切相关的织构纤维(Fiber)的面强度比，从而能够确保预期的拉拔加工性。
通常，将结晶内部生成的具有固定的面和方位的排列称为织构(texture)，并且将这些织构在一定方向上的呈丰满的带(band)形态称为织构纤维。其中，将以垂直于织构的(111)面的方向生成的方位的织构群称为伽马(γ)-纤维，将由平行于<110>方位的面形成的织构群称为阿尔法(α)-纤维。
如上所述，已知显示出结晶的聚集性的织构与拉拔加工性具有密切的关系，并且已知在这些织构中，垂直于(111)面而生成的伽马(γ)-纤维成分的面强度值越高，则拉拔加工性能够得到改善。但是在本发明中揭示了和平行于<110>面的丰满的阿尔法(α)-纤维的面强度比的复合性关系与拉拔性的直接关联性大，并对它们进行指标化并控制，从而能够确保拉拔加工性。
更具体地，根据本发明一方面的热轧钢板，通过将伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比控制在4～14的水平，从而能够确保适当的拉拔加工性。
如果伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比小于4，则作为对拉拔加工有利的向(111)面形成的织构非常少，从而不能确保预期的拉拔加工性，另一方面，如果伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比超过14，则加工性虽然优异，但是随着各向异性的增加，制耳现象会严重，从而会导致材料损失的增加。
在这种情况下，伽马(γ)-纤维织构优选为(111)<121>、(111)<112>及(554)<225>中的一种以上的织构，并且，所述阿尔法(α)-纤维织构优选为(001)<110>、(112)<110>及(225)<110>中的一种以上的织构。
本发明的热轧钢板的微细组织以面积含量计，优选包含90％以上的铁素体。如果铁素体相不足90％，则会因热轧钢板内的高的电势密度而导致加工性显著降低，从而在拉拔加工时会产生加工裂纹(Crack)。
本发明的热轧钢板除了包含铁素体以外，还可以包含部分析出的渗碳体。
本发明的这种热轧钢板能够确保平均塑性应变比(r-bar)值在1.3以上，并且塑性各向异性(Δr)值在0.15以下，并且作为具有40％以上的伸长率及2kgf/mm2以下的时效指数的热轧钢板，加工性及抗时效性优异。
此外，为了将本发明的热轧钢板制造成超薄钢板，优选将其厚度控制为0.8～2.4mm。
下面，对根据本发明的一方面的热轧钢板的制造方法进行详细说明。
根据本发明的热轧钢板可以通过将满足上述合金成分的钢材进行再加热-热轧-收卷-除鳞处理工序来制得，下面，对各工序进行详细说明。
再加热工序
优选对满足上述成分组成的铝镇静钢材进行再加热，此时，再加热工序是为了顺利地进行后续的热轧工序，并确保预期的目标物理性质而实施的，因此，为了达到上述目的，优选在适当的温度范围内实施。
在本发明中，对钢材进行再加热时，优选在尽量能够使初始奥氏体组织粗大化的奥氏体单相区中进行。更具体地，优选在1100～1200℃的温度范围下对所述钢材进行再加热。当所述再加热温度不足1100℃时，氮化铝(AlN)的析出会受到抑制，另一方面，当所述再加热温度超过1200℃时，随着通过热轧辊(roll)之间的间隔增加，会引起晶粒的异常生长，从而会降低产品加工性，并且因表面的氧化皮的增加而会使产生表面缺陷的可能性增加。
热轧工序
对所述经过再加热的钢材进行热精轧，从而能够制造成热轧钢板。
此时，热精轧优选在600℃～(Ar3转变点-50℃)的铁素体单相区进行。即，优选在低温铁素体温度区进行热精轧。
如上所述，当在铁素体温度区进行热轧时，在后续的冷却过程中，可确保在铁素体区进行再结晶的微细组织。
更优选地，所述热精轧优选在600～800℃下进行，如果热精轧温度低于600℃，则虽然在确保加工性方面有利，但是在后续的收卷工序中难以确保收卷温度，从而会使热轧的负荷增加而导致连续操作性显著降低的问题。另一方面，如果热精轧温度超过800℃，则热轧步骤中的加工铁素体面积含量会降低，从而会使用于实现再结晶的驱动力降低而难以确保加工性。
在本发明中，尤其是在进行所述热精轧时，入口处的微细组织优选包含加工铁素体、转变铁素体及奥氏体，此时，更优选包含以面积含量计为5～20％的所述加工铁素体，。
如果所述加工铁素体的面积含量小于5％，则在热精轧出口处难以确保目标温度，并且难以确保充分的加工性。另一方面，如果超过20％，则在进行热轧时，会使轧制负荷增加而导致操作性显著降低。
此外，为了提供具有与现有的冷轧钢板同等或其以上的加工性的热轧钢板，优选形成丰满的如上所述的织构，即，形成丰满的伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构，以确保高的平均塑性应变比(r-bar)值及低的塑性各向异性(Δr)值，从而使加工后的变形均匀而容易制造成想要的部件。
如上所述，在本发明中，为了确保拉拔加工性，优选在进行热轧时进行润滑轧制，此时，优选将轧辊(roll)和钢材的摩擦系数控制为0.05～0.20。
如果所述轧辊和钢的摩擦系数小于0.05，则在进行热轧时在钢的表面会产生滑动现象，从而不能确保合适的轧制及表面特性，另一方面，如果所述辊和钢的摩擦系数超过0.20，则辊的疲劳特性会劣化，从而不仅会缩短寿命，而且会在钢板的表面上形成对加工性不利的剪切带(Shear band)，导致产品的加工性降低。即，当摩擦系数超过0.20时，在表面会形成具有(112)<110>成分的阿尔法(α)-纤维剪切织构(Shear-Texture)，从而在轧制后会抑制对加工性有利的伽马(γ)-纤维织构的形成，因此，不能确保预期的目标拉拔加工性。
在本发明中，在控制所述轧辊和钢材的摩擦系数的同时，还通过控制各轧制步骤的辊的压下力分布，从而能够更为有利地确保预期的目标拉拔加工性。热轧时的压下分布与操作的作业性及钢的恢复，以及包括再结晶行为在内的钢的相面积含量也具有密切的关系。
更具体地，优选在整体机组中，将总压下率(Rt)与最后两道次压下率(Rf)的比值(Rf/Rt)控制在0.2～0.3。
如果压下率的比值即(Rf/Rt)超过0.3，则后段辊(roll)的轧制负荷会增加，从而难以确保预期目标厚度的热轧钢板，而且会存在产生厚度偏差的问题，如果压下率比值(Rf/Rt)小于0.2，则会降低用于再结晶的驱动力而导致难以形成预期的织构，从而会存在难以确保拉拔加工性的问题。
通过使用如上所述的热轧条件进行热精轧，能够确保在现有的热轧钢板中不能确保的1.3以上的平均塑性应变比(r-bar)值和0.15以下的塑性各向异性(Δr)值。
冷却工序
在所述热轧结束后，为了固溶元素的析出，可以进一步包括冷却过程。为了确保本发明所预期的特性，优选在输出辊道(ROT：Run-Out-Table)中，以80～150℃/秒的冷却速度进行冷却，从而得到合适的量的固溶元素。当所述冷却速度小于80℃/秒时，不能使钢内固溶效果最优化，从而不能确保本发明所预期的抗时效性及加工性。另一方面，当以超过150℃的冷却速度进行冷却时，虽然对后续的工序中固溶元素的析出有利，但是难以控制钢的形状，从而会导致穿带性劣化。
收卷工序
可以在进行所述热轧或冷却后进行收卷，本发明中的所述收卷步骤是用于使所加工的铁素体组织再结晶，以及使在热轧步骤中构建的织构进行重新排列的工序。因此，可以通过将收卷工序最优化来确保预期的抗时效性及拉拔加工性。
优选地，所述收卷优选在550～650℃下进行。
如果收卷时的收卷温度低于550℃，则会导致钢内固溶N的析出行为不充分，从而会使最终热轧钢板的抗时效性降低，以及会因产生部分未再结晶晶粒而难以确保拉拔加工性。另一方面，如果所述收卷温度超过650℃，则虽然有利于再结晶及材质的软化，但是会因晶粒的异常生长而在加工材料的表面产生桔皮等形状的加工缺陷，如桔纹(Orange-peel)缺陷等，因此会使拉拔性会降低。
经过如上所述的收卷工序的本发明的热轧钢板包含再结晶率为90％以上的铁素体相，此时，可以包含部分析出的渗碳体。这时，渗碳体的含量优选为0.1～0.8％。如果铁素体的再结晶率小于90％，则会因热轧钢板内的高的电势密度而使加工性显著降低，从而在进行拉拔加工时会产生加工裂纹。
除鳞工序
通常，为了去除热轧钢板表面的氧化层，将进行除鳞工序。对此，在本发明中，通过赋予去除所述热轧钢板表面的氧化层的效果的同时，在热轧钢板的表面导入适当的压缩应力，从而生成在电势密度中启动电势密度大幅度增加的铁素体晶粒，由此来减少因固溶元素引起的电势的固着现象，因此为了提高材料的抗时效性而进行除鳞步骤
为了实现上述目的，在本发明中优选利用喷丸法(Shot Blasting)等的机械性除鳞方法来实施除鳞工序。
更优选地，利用直径为0.05～0.15mm的喷丸(shot ball)来实施喷丸法。如果所述喷丸的直径小于0.05mm，则会因热轧钢板表面层的机械性剥离效果小，从而难以确保本发明中所预期的残留应力效果。另一方面，如果所述喷丸的直径超过0.15mm，则热轧钢板表面的最大粗糙度会急剧上升，从而会成为加工时产生加工裂纹的因素。
此外，优选将进行喷丸法时的喷射速度控制在25～65m/s。如果所述喷射速度低于40m/s，则作用于热轧钢板表面层的喷丸的冲击压力小，从而难以确保预期的抗时效性及加工性。另一方面，如果所述喷射速度超过65m/s，则随着表面硬化层的深度沿热轧钢板的厚度方向形成10％以上时，会成为引起加工不均匀的因素。
具体实施方式
下面，将通过实施例更加具体地说明本发明。但下述实施例仅是为了更详细地说明本发明而例示的，并非用于限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是由权利要求中记载的内容和由此合理推测出的内容而决定的。
(实施例1)
制造具有如下述表1中所示的成分组成的钢材后，用下述表2中所示的条件，对各个钢材进行再加热、热轧、收卷及除鳞步骤，从而制造最终的热轧钢板。
之后，对于根据各条件制得的热轧钢板，测定抗张强度、塑性应变比、塑性各向异性、拉拔加工性、拉伸加工性及抗时效性，并示于下述表3中。
表1
表2
表3
如上述表1至3中所示，可以确认满足本发明提出的所有范围的发明例1-1至1-6，不仅可以确保在本发明所预期的范围内的各条件的相含量、材质及织构的面强度比，而且能够提供抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的高强度热轧钢板。即，对于本发明的钢，在本发明的制造条件下通过控制固溶元素来抑制变形老化现象，并且可以有效地控制对拉拔加工性有利的织构，从而在面强度比及相含量方面也能满足控制范围，从而能够确保加工性。
另一方面，如比较例1-1至1-6中所示，可以确认即使利用了本发明提出的发明钢，但是如果超出本发明提出的制造方法，则不能确保抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的高强度热轧钢板。
此外，如比较例1-7至1-10中所示，可以确认即使用本发明提出的制造方法来制造，但是如果超出本发明提出的钢的范围，则仍然不能确保抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的高强度热轧钢板。
同时，比较例1-11为使用超出本发明所提出的范围的钢及采用超出本发明的制造方法的范围来制造的热轧钢板，可以确认所制得的热轧钢板的抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性相对较差。
(实施例2)
使用下述表5中示出的条件，对具有如下述表4中所示的成分组成的钢材进行再加热、热轧、收卷及除鳞步骤，从而制造成最终热轧钢板。
之后，对于所述各热轧钢板，测定微细组织、塑性应变比、塑性各向异性、拉拔加工性、拉伸加工性及抗时效性，并将其结果示于下述表6中。
表4
表5
表6
如上述表4至6中所示，可以确认利用满足本发明提出的所有成分范围的钢材，并根据本发明所提出的制造方法制得的发明例2-1至2-6，不仅能够确保本发明所预期的目标范围内的微细组织含量、材质(塑性应变比及塑性各向异性值)及织构的面强度比，而且能够提供抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的高强度热轧钢板。
即，对于本发明的钢，在本发明的制造条件下抑制了变形老化现象，而且能够有效地控制对拉拔加工性有利的织构，还能够使面强度比及相含量也满足控制范围，从而确保预期水平的加工性。
另一方面，如比较例2-1至2-6中所示，可以确认即使利用了本发明提出的发明钢，但是如果不满足本发明提出的制造方法，则抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性中的任一种以上会相对较差。即，不能确保抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的热轧钢板。
此外，如比较例2-7至2-10中所示，可以确认即使用本发明提出的制造方法来制造，但是如果超出本发明提出的成分组成范围的情况下，仍然会导致抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性中的任一种以上相对较差，从而不能确保抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均优异的热轧钢板。
同时，对于比较例2-11，其为不满足本发明所提出的成分组成及制造条件的情况，可以确认所获得的热轧钢板的抗时效特性、拉伸加工性及拉拔加工性均相对较差。

Claims (15)

1.一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板以重量％计，包含0.0001～0.003％的C、0.07～0.8％的Mn、0.03％以下的Si且0％除外、0.03～0.08％的Al、0.0005～0.002％的B、0.0005～0.002％的N、0.05％以下的P、0.001～0.015％的S、余量Fe及其它不可避免的杂质，
并且，热轧时轧辊和钢材的摩擦系数为0.05-0.20，在整个机组中，总压下率(Rt)与最后两道次压下率(Rf)的比值(Rf/Rt)为0.2-0.3，伽马(γ)-纤维/阿尔法(α)-纤维织构的面强度比为4～14。
2.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述Al、B及N满足下述关系式1：
[关系式1]
0.025≤(Al×B)/N≤0.07
在所述关系式1中，Al、B及N的单位为重量％。
3.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的固溶碳量为5ppm以下。
4.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板的平均塑性应变比(r-bar)值为1.3以上，并且塑性各向异性(Δr)值为0.15以下。
5.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板以面积含量计，包含90％以上的铁素体相。
6.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板具有0.8～2.4mm的厚度。
7.根据权利要求1所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板，其特征在于，所述热轧钢板具有40％以上的伸长率。
8.一种加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板的制造方法包括以下步骤：
在1100～1200℃下，对钢材进行再加热，所述钢材以重量％计，包含0.0001～0.003％的C、0.07～0.8％的Mn、0.03％以下的Si且0％除外、0.03～0.08％的Al、0.0005～0.002％的B、0.0005～0.002％的N、0.05％以下的P、0.001～0.015％的S、余量的Fe及其它不可避免的杂质；
在600℃～(Ar3-50℃)的热精轧温度下，对上述经过再加热的钢材进行热精轧，从而制造热轧钢板；
对所述热轧钢板进行收卷；以及
对所述经过收卷的热轧钢板进行除鳞处理；
并且，在进行所述热轧时，轧辊和钢材的摩擦系数为0.05～0.20，并且在整体机组中，总压下率(Rt)与最后两道次压下率(Rf)的比值(Rf/Rt)为0.2～0.3。
9.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述Al、B及N满足下述关系式1：
[关系式1]
0.025≤(Al×B)/N≤0.07
在所述关系式1中，Al、B及N的单位为重量％。
10.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热精轧温度为600～800℃。
11.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述热轧钢板的制造方法还包括在所述热轧后，进行冷却的步骤，并且以80～150℃/s的冷却速度进行所述冷却。
12.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在550～650℃下进行所述收卷。
13.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，所述除鳞处理是通过喷丸法来实施的，所述喷丸法是以25～65m/s的喷射速度喷射直径为0.05～0.15mm的喷丸来实施的。
14.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述热精轧时，在入口处的钢材的微细组织以面积含量计，包含5～20％的加工铁素体。
15.根据权利要求8所述的加工性及抗时效性优异的热轧钢板的制造方法，其特征在于，在所述收卷后，热轧钢板的微细组织以面积含量计，包含90％以上的铁素体。
CN201380078026.1A 2013-07-03 2013-12-24 加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法 Active CN105378128B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR10-2013-0077898 2013-07-03
KR1020130077898A KR101543834B1 (ko) 2013-07-03 2013-07-03 가공성 및 내시효성이 우수한 극박 열연강판 및 그 제조방법
KR10-2013-0116700 2013-09-30
KR1020130116700A KR101560875B1 (ko) 2013-09-30 2013-09-30 가공성 및 내시효성이 우수한 가공용 열연강판 및 이의 제조방법
PCT/KR2013/012086 WO2015002363A1 (ko) 2013-07-03 2013-12-24 가공성 및 내시효성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105378128A CN105378128A (zh) 2016-03-02
CN105378128B true CN105378128B (zh) 2017-09-19

Family

ID=52143920

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201380078026.1A Active CN105378128B (zh) 2013-07-03 2013-12-24 加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法

Country Status (5)

Country Link
US (1) US10196703B2 (zh)
EP (1) EP3018227B1 (zh)
JP (1) JP6307602B2 (zh)
CN (1) CN105378128B (zh)
WO (1) WO2015002363A1 (zh)

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4410372A (en) * 1981-06-10 1983-10-18 Nippon Steel Corporation Process for producing deep-drawing, non-ageing, cold rolled steel strips having excellent paint bake-hardenability by continuous annealing
JPS58161722A (ja) * 1982-03-20 1983-09-26 Nippon Steel Corp 管曲げ加工性の優れた電気抵抗溶接管用素材熱延鋼板の製造方法
JPS60197845A (ja) 1984-03-19 1985-10-07 Kawasaki Steel Corp 常温非時効性と高加工性を有する複合組織熱延鋼帯およびその製造方法
JPS613844A (ja) 1984-06-18 1986-01-09 Nippon Steel Corp 成形性のすぐれた熱延鋼板の製造方法
JPS63143225A (ja) * 1986-12-04 1988-06-15 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性の優れた熱延鋼板の製造方法
JPH0670255B2 (ja) 1988-11-21 1994-09-07 川崎製鉄株式会社 表面性状に優れた深絞り用熱延鋼板の製造方法
JPH08109436A (ja) * 1994-10-14 1996-04-30 Nippon Steel Corp スポット溶接部の強度特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP3793253B2 (ja) * 1995-08-11 2006-07-05 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた熱延鋼板の製造方法
JPH09227950A (ja) 1996-02-23 1997-09-02 Nippon Steel Corp 熱延連続化プロセスを用いた成形性に優れた加工用薄手熱延鋼板の製造方法
JP3339342B2 (ja) * 1997-01-08 2002-10-28 日本鋼管株式会社 コイルエンド性の小さい軟質熱延鋼板の製造方法
JP2001089815A (ja) * 1999-09-22 2001-04-03 Kawasaki Steel Corp 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス鋼板の製造方法
DE60116477T2 (de) * 2000-04-07 2006-07-13 Jfe Steel Corp. Warm-, kaltgewalzte und schmelz-galvanisierte stahlplatte mit exzellentem reckalterungsverhalten
JP2001316764A (ja) * 2000-05-09 2001-11-16 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れた鋼板およびその製造方法
US6962631B2 (en) * 2000-09-21 2005-11-08 Nippon Steel Corporation Steel plate excellent in shape freezing property and method for production thereof
JP4276482B2 (ja) 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4102284B2 (ja) * 2003-10-20 2008-06-18 新日本製鐵株式会社 ｛１００｝＜０１１＞方位の発達した形状凍結性に優れた冷延鋼板の製造方法
JP2007239035A (ja) * 2006-03-09 2007-09-20 Jfe Steel Kk 耐ひずみ時効性および耐肌荒れ性に優れ、面内異方性の小さい冷延鋼板およびその製造方法
JP2008189958A (ja) * 2007-02-02 2008-08-21 Sumitomo Metal Ind Ltd 均一微細フェライト組織を有する熱延鋼板、及びその製造方法
KR101066673B1 (ko) * 2008-09-29 2011-09-21 현대제철 주식회사 표면품질이 우수한 냉연강판의 제조방법
CN101775540A (zh) 2009-01-13 2010-07-14 宝山钢铁股份有限公司 加工性优良的耐时效钢板及其制造方法
JP5018900B2 (ja) 2010-01-15 2012-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 時効後の成形性及び形状凍結性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
KR101299786B1 (ko) * 2010-11-12 2013-08-23 주식회사 포스코 내시효성이 우수한 열연강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판
WO2013081224A1 (ko) 2011-12-02 2013-06-06 (주)포스코 내시효성이 우수한 열연강판 제조방법 및 이에 의해 제조된 열연강판

Also Published As

Publication number Publication date
US20160153064A1 (en) 2016-06-02
EP3018227A1 (en) 2016-05-11
US10196703B2 (en) 2019-02-05
WO2015002363A8 (ko) 2015-02-19
JP6307602B2 (ja) 2018-04-04
EP3018227B1 (en) 2019-03-06
EP3018227A4 (en) 2016-07-20
CN105378128A (zh) 2016-03-02
WO2015002363A1 (ko) 2015-01-08
JP2016529394A (ja) 2016-09-23

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN106086643B (zh) 一种高强高延伸率的镀锡原板及其二次冷轧方法
CN110484827B (zh) 一种抗拉强度600MPa级低屈强比热轧酸洗钢板
EP2615191B1 (en) High-strength cold-rolled steel sheet having excellent stretch flange properties, and process for production thereof
CN105441795B (zh) 一种led引线框架用低碳冷轧钢板及其生产方法
CN104946968B (zh) 一种饮料罐底盖用冷轧镀锡板及其生产方法
CN105112776A (zh) 一种含磷低碳冷轧硬质镀锡钢板及其生产方法
CN106191682B (zh) 一种易开盖拉环用冷轧热浸镀锌钢板及其生产方法
JP5477002B2 (ja) 冷延鋼板
CN105401090B (zh) 一种精密冲压汽车座椅调节齿板用冷轧钢板及其制造方法
CN105695870A (zh) 屈服强度450MPa级厚规格热轧钢板及其制造方法
CN105648330A (zh) 一种热镀锌钢板及其生产方法
CN111218620A (zh) 一种高屈强比冷轧双相钢及其制造方法
JP4840269B2 (ja) 高強度鋼板とその製造方法
CN106498297A (zh) 精密冲压汽车座椅调节器齿盘用冷轧钢板及其制造方法
CN109735768A (zh) 一种650MPa级低合金高强钢及其生产方法
CN102534373B (zh) 一种适于辊压成形的超高强度冷轧钢带及其制造方法
CN107541663B (zh) 一种饮料罐用电镀锡钢板及其生产方法
EP2907887B1 (en) Cold-rolled steel sheet with superior shape fixability and manufacturing method therefor
CN108588568B (zh) 抗拉强度780MPa级极薄规格热轧双相钢及制造方法
KR101543834B1 (ko) 가공성 및 내시효성이 우수한 극박 열연강판 및 그 제조방법
JP2014098210A (ja) 構造部材
CN105378128B (zh) 加工性及抗时效性优异的热轧钢板及其制造方法
TW201432063A (zh) 低降伏比鋼材及其製造方法
CN107326282B (zh) 600MPa级高屈强比热轧高强轻质钢及其制造方法
CN111763875A (zh) 一种瓶盖用高硬度冷轧电镀锡基板及其生产方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP03 Change of name, title or address

Address after: Seoul, South Kerean

Patentee after: POSCO Holdings Co.,Ltd.

Address before: Gyeongbuk, South Korea

Patentee before: POSCO

CP03 Change of name, title or address
TR01 Transfer of patent right

Effective date of registration: 20230515

Address after: Gyeongbuk, South Korea

Patentee after: POSCO Co.,Ltd.

Address before: Seoul, South Kerean

Patentee before: POSCO Holdings Co.,Ltd.

TR01 Transfer of patent right