CN105683402B - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105683402B
CN105683402B CN201480059048.8A CN201480059048A CN105683402B CN 105683402 B CN105683402 B CN 105683402B CN 201480059048 A CN201480059048 A CN 201480059048A CN 105683402 B CN105683402 B CN 105683402B
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
hot rolled
hereinafter
steel sheet
less
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
CN201480059048.8A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105683402A (zh
Inventor
高坂典晃
山崎和彦
堤聪
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 CN105683402A publication Critical patent/CN105683402A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105683402B publication Critical patent/CN105683402B/zh
Active 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
    • C22C38/60—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
    • 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
    • C21D8/0447—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
    • 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • 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

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

本发明提供一种材质稳定性和焊接性优异的高强度热轧钢板及其制造方法。通过设为如下组成：以质量％计含有C：0.09％～0.17％、Si：大于1.0％且为1.6％以下、Mn：1.5％～2.5％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％～0.14％和V：0.05％～0.25％，将Cr、Ni和Mo的含量分别限制为0.06％以下(包含0％)，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成，并且设为贝氏体相的面积率为80％以上、Fe析出量为0.50％以下的组织，由此制成材质稳定性和焊接性优异的拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及在汽车用部件的用途方面有用的兼具拉伸强度(TS)：980MPa以上的高强度和优异的材质稳定性、焊接性的高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来从地球环境保护的观点出发，整个汽车业界指向以削减CO2排出量为目的的汽车的燃料消耗的改善。顺应该动向，即使是卡车等大型汽车，对燃料消耗改善的期望也在提高。对于燃料消耗改善，由使用部件的薄壁化所致的汽车车体的轻量化是有效的。此外，为了确保冲撞时的乘客的安全，也要求强化汽车车体、提高汽车车体的冲撞安全性。从这种观点出发，作为汽车部件用原材料，开始使用可兼具轻量化和安全性的高强度热轧钢板，且其使用量正在逐年增加。
另一方面，伴随着钢板的高强度化，存在钢板长边方向的材质稳定性变差的趋势。若材质不稳定，则将钢板压制成型为规定形状的部件时，利用CAE(Computer AssistedEngineering：计算机辅助工程)的预测精度下降，或回弹量的控制变难，部件的尺寸精度变差。此外，伴随着钢板的高强度化，存在焊接性也变差的趋势。高强度钢板由于一般合金浓度变高，因此大多焊接性成为问题，尤其是在焊接的热影响部(HAZ部)的软化的不良影响容易显现。在汽车制造生产线上，在很多的情况下将汽车部件彼此通过点焊、电弧焊进行接合。在这种情况下，若如上述热影响部软化，则会带来在热影响部变得强度不足等各种障碍。
根据以上理由，对于使拉伸强度高强度化至980MPa以上的钢板，期望材质稳定性、焊接性良好。
迄今为止，对高强度热轧钢板的材质稳定性、焊接性进行了各种研究，例如公开有如下的技术。
专利文献1中公开有以下技术：将钢进行热轧时，将精加工温度设为900℃以上，且在400～600℃进行卷取，从而制成拉伸强度为540MPa以上的材质均匀性优异的热轧钢板，上述钢以质量％计含有C：0.01％以上且小于0.08％、Si：0.06～2.0％、Mn：0.96～3.0％、P≤0.10％、S≤0.01％、Al：0.005～0.3％、N≤0.01％、Ti：0.01～0.20％，且满足Mn-Si＞0.9％，且满足0.75≤(C％/12)/(Ti％/48+Nb％/93+Mo％/96+V％/51-N％/14-S％/32)≤1.25，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成。
专利文献2中公开有以下技术：通过将钢材设为以质量％计含有C：0.05～0.12％、Si：0.5％以下、Mn：0.8～1.8％、P：0.030％以下、S：0.01％以下、Al：0.005～0.1％、N：0.01％以下、Ti：0.030～0.080％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成的组成，且设为以70％以上的分率含有多角形铁素体的组织，且将存在于尺寸小于20nm的析出物中的Ti的量设为Ti*(Ti*＝[Ti]-48÷14×[N]，[Ti]和[N]分别是钢板的Ti和N的成分组成(质量％))的值的50％以上，从而制成在线圈内的强度偏差小的强度均匀性优异的高强度热轧钢板。
专利文献3中公开有以下技术：通过将钢材设为以质量％计含有C：大于0.030％且小于0.10％、Si：0.35～0.80％、Mn：1.7～3.2％、P：0.001～0.02％、S：0.0001～0.006％、Al：0.060％以下、N：0.0001～0.0070％、Ti：0.01～0.055％、Nb：0.012～0.055％、Mo：0.07～0.55％、B：0.0005～0.0040％，其余部分由铁和不可避免的杂质构成的组成，将与钢板的板厚1/8层中的与板面平行的{110}面的X射线强度比设为1.0以上，从而制成屈服比为0.68以上且小于0.92、且拉伸最高强度(TS)为780MPa以上、焊接性和延展性优异的热轧钢板。此外，专利文献3中记载有通过减少C含量，且以规定的范围同时添加Si、Mn、Ti、Nb、Mo、B这6种元素，可以在以压制时的形状冻结性不变差的程度适度地提高屈服比的同时得到良好的焊接性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2006-213957号公报
专利文献2：日本特开2009-185361号公报
专利文献3：日本特开2005-105361号公报
发明内容
然而，在专利文献1、2所公开的技术中，无法确保充分的强度，得不到拉伸强度980MPa以上的热轧钢板。此外，在专利文献1、2所公开的技术中，没有对热轧钢板的焊接性进行研究，若对热轧钢板进行焊接，则有可能热影响部会软化。
在专利文献3所公开的技术中，虽然能够改善热轧钢板的焊接性，但未必会得到拉伸强度980MPa以上的热轧钢板。此外，专利文献3所公开的技术中，除Si和Mn以外，必须同时添加Ti：0.01～0.055％、Nb：0.012～0.055％、Mo：0.07～0.55％、B：0.0005～0.0040％，因此在成本方面不利。进而，专利文献3中记载有贝氏体或贝氏体铁素体适合作为热轧钢板的主相，但如后述那样，Mo是使贝氏体的生成不稳定的元素。因此，在专利文献3所公开的技术中，还添加了0.07％以上的Mo，因此得不到材质稳定性优异的热轧钢板。
如上所述，在现有技术中，难以得到材质稳定性和焊接性良好的拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板。
本发明是鉴于该情况而作出的，其目的是提供一种具有980MPa以上的拉伸强度且材质稳定性和焊接性也优异的高强度热轧钢板。
为了解决上述课题，本发明的发明人等对于对热轧钢板的强度、材质稳定性和焊接性造成影响的各种原因进行了深入研究。
作为使钢板强度提高的方法，可考虑使热轧钢板的母相组织为贝氏体、马氏体之类的低温相变相的方法。然而，马氏体虽然强度高于贝氏体，但缺乏韧性。因此，在将以马氏体为主要组织的钢板应用于汽车部件时，带来部件的冲击能量吸收能力下降等各种障碍。
因此，本发明的发明人等着眼于强度-韧性平衡优异的贝氏体，对在维持以贝氏体为主相的热轧钢板的强度的同时兼具焊接性和材质稳定性的各因素进行了深入研究。
一般而言，随着钢的C含量变高，钢的焊接性下降。另一方面，C为固溶强化元素，若减少C含量，则钢的强度不足成为问题。此外，若减少C含量，则容易生成作为软质组织的铁素体，因此钢的强度不足仍然成为问题。
根据上述问题，本发明的发明人等首先对于将对焊接性造成不良影响的C含量限制在所需最低限度、并将热轧钢板的主相设为贝氏体、且将拉伸强度设为980MPa以上的方法进行了研究。其结果查明，即使在减少有助于钢板的高强度化的C的含量的情况下，只要能够抑制铁素体相的析出，就可得到拉伸强度为980MPa以上的热轧钢板。此外，全面地研究了对抑制铁素体相的核生成有效的元素，其结果判明，有效的是制成复合添加有Ti和V的热轧钢板。而且，进一步进行了研究，其结果获得以下发现：通过将C含量抑制为规定量以下，并且使Ti和V的含量最优化，从而可得到焊接性良好且具有铁素体相的析出被抑制的组织、拉伸强度为980MPa以上的贝氏体主相的热轧钢板。
接着，本发明的发明人等对以贝氏体为主相的热轧钢板的材质稳定性进行了研究。而且，经过调查之后得知，使材质稳定性变差的原因是在热轧钢板制造时的卷取温度的变动。此外，同时也确认，用于得到贝氏体相的卷取温度范围通过在输出辊道的冷却而临近过渡沸腾区域，而且，由于临近过渡沸腾区域，因此非常难以使卷取温度稳定化。
因此，本发明的发明人等对于使材质对卷取温度变动的敏感性减少的方法进行了研究。其结果获得以下发现：有效的是通过在热轧钢板的钢坯材中添加适当量的Si，使贝氏体相变开始温度(Bs点)上升，扩大使贝氏体相变产生的温度区域。此外，获得以下发现：通过添加该Si，也会改善热轧钢板的焊接性。
一般而言，若对以贝氏体等的低温相变相为主相的高强度钢板进行焊接，则有时由于焊接热经历而使HAZ部软化，无法得到所需的强度。针对这种问题，若使钢板的Si含量适当化，则可以利用Si的固溶强化能力来大幅度减少在HAZ部的软化量。如上所述，本发明的发明人等获得以下发现：通过使热轧钢板的Si含量适当化，可得到焊接性和材质稳定性优异的贝氏体主相的高强度热轧钢板。
本发明是基于上述发现而完成的，其主旨如下所述。[1]一种高强度热轧钢板，具有如下组成：以质量％计含有：C：0.09％～0.17％、Si：大于1.0％且为1.6％以下、Mn：1.5％～2.5％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％～0.14％、V：0.05％～0.25％，将Cr、Ni和Mo的含量分别限制为0.06％以下(包含0％)，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；并且，具有如下组织：贝氏体相的面积率为80％以上，Fe析出量为0.50％以下；拉伸强度为980MPa以上。
[2]如[1]所述的高强度热轧钢板，其中，除上述组成以外，以质量％计进一步含有B：0.0001％～0.005％。
[3]如[1]或[2]所述的高强度热轧钢板，其中，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0001％～0.005％、REM：0.0001％～0.005％中的1种或2种。
[4]一种高强度热轧钢板的制造方法，在将钢坯材加热且施行热轧后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，将上述钢坯材设为如下组成：以质量％计含有：C：0.09％～0.17％、Si：大于1.0％且为1.6％以下、Mn：1.5％～2.5％、P：0.03％以下、S：0.005％以下、Al：0.08％以下、N：0.0080％以下、Ti：0.09％～0.14％、V：0.05％～0.25％，将Cr、Ni和Mo的含量分别限制为0.06％以下(包含0％)，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；将上述加热的加热温度设为1150℃～1350℃，将上述热轧的精轧温度设为850℃以上，在热轧的精轧结束后3秒以内开始上述冷却，将上述冷却的平均冷却速度设为15℃/秒以上，将上述卷取的卷取温度设为350℃～550℃。
[5]如[4]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，以质量％计进一步含有B：0.0001％～0.005％。
[6]如[4]或[5]所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除上述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0001％～0.005％、REM：0.0001％～0.005％中的1种或2种。
根据本发明，可得到韧性良好的拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板。此外，本发明的高强度热轧钢板由于材质稳定性和焊接性也优异，因此适于建筑用、汽车用的结构部件等用途。进而，本发明的高强度热轧钢板具有如上所述的优异特性，因此能够拓展高强度热轧钢板的进一步的用途，取得产业上显著的效果。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明热轧钢板的成分组成的限定理由进行说明。另外，表示以下成分组成的％只要没有特别说明，则意味着质量％(mass％)。
C：0.09％～0.17％
C具有促进贝氏体相的生成的效果。此外，C是固溶强化元素，也具有使贝氏体相的强度上升的效果。为了得到拉伸强度为980MPa的热轧钢板，需要将C含量设为0.09％以上。另一方面，若C含量大于0.17％，则由于在HAZ部的硬度差增大而导致的焊接性下降的问题会显现。在接近熔融金属部的冷却速度大的区域中形成马氏体组织，此外，马氏体组织的硬度伴随着C量增大而上升。含有大于0.17％的C量时，形成该马氏体组织而硬化的区域与接近母材的区域、即冷却速度小而软化的区域的硬度差变大。因此，在软化区域焊接接头容易断裂，焊接接头的拉伸强度下降。因此，C含量设为0.09％～0.17％。C含量优选大于0.10％。此外，C含量优选为0.16％以下。
Si：大于1.0％且为1.6％以下
Si是抑制阻碍钢的韧性的粗大的氧化物、渗碳体且也有助于固溶强化的元素。此外，Si具有在制造热轧钢板时使热轧结束后的冷却·卷取工序中的贝氏体相变开始温度(Bs点)上升、扩大使贝氏体相变产生的温度区域的作用，因此也是对提高热轧钢板的材质稳定性有效的元素。进而，Si具有抑制在钢的HAZ部的软化的作用，是对热轧钢板焊接性的改善重要的元素。
如上所述，Si是在本发明中极其重要的元素，为了得到上述效果，需要将Si含量设为大于1.0％。另一方面，若Si含量大于1.6％，则热轧钢板的韧性下降。因此，Si含量设为大于1.0％且为1.6％以下。Si含量优选为1.1％以上。此外，Si含量优选为1.5％以下。
Mn：1.5％～2.5％
Mn具有抑制铁素体相的核生成的作用，是有助于热轧钢板的强度上升的重要元素。为了得到后述的所需金属组织，需要将Mn含量设为1.5％以上。另一方面，若Mn含量大于2.5％，则钢的铸造性显著下降，热轧钢板的生产率大幅度下降。因此，Mn含量设为1.5％～2.5％。Mn含量优选为1.6％以上。此外，Mn含量优选为2.4％以下。
另外，从使用于得到贝氏体相的卷取温度敏感性钝化，使热轧钢板的材质稳定性提高的观点出发，优选以满足以下(1)式的方式调整C、Si、Mn的含量。
15≤-198×[％C]+220×[％Si]-80×[％Mn]≤150…(1)
在(1)式中，[％C]、[％Si]、[％Mn]分别是C、Si、Mn的含量(质量％)。(1)式中边的系数表示C、Si和Mn的各元素在制造热轧钢板时，热轧结束后的冷却·卷取工序中对可得到贝氏体相的温度造成的影响程度。此外，(1)式中的边值越小，可得到贝氏体相的温度区域越窄，热轧钢板的材质稳定性下降。
在要求以贝氏体为主相的热轧钢板的材质稳定性的本发明中，优选将(1)式中的边值设为15以上。另一方面，若(1)式中的边值过度变大，则有可能铁素体相析出而热轧钢板的强度下降。为了抑制成为强度下降的原因的铁素体相的析出，优选将(1)式中的边值设为150以下。另外，(1)式中的边值更优选为30以上。此外，(1)式中的边值更优选为140以下。
P：0.03％以下
P在晶界偏析而在钢的加工时成为晶界裂纹的起点。如此，P是使热轧钢板的加工性劣化的有害元素，因此优选极力减少其含量。在本发明中，为了避免上述问题，将P含量限制于0.03％以下。优选为0.02％以下。
S：0.005％以下
S在钢中以MnS等的夹杂物的形式存在。该夹杂物在制造热轧钢板时在热轧中伸展。以这种方式伸展的夹杂物在加工时成为裂纹的起点，因此对热轧钢板的加工性造成不良影响。因此，在本发明中，优选极力减少S含量，设为0.005％以下。优选为0.003％以下。
Al：0.08％以下
Al是作为脱氧剂而发挥作用的元素。为了得到这种效果，优选将Al含量设为0.02％以上。另一方面，Al形成氧化物等而在弯曲加工时成为空隙的起点，因此若Al含量大于0.08％，则对热轧钢板的弯曲性的不良影响显现。因此，Al含量设为0.08％以下。优选为0.06％以下。
N：0.0080％以下
N在制钢、连续铸造的阶段与Ti结合而形成TiN。粗大的TiN容易成为铁素体核生成位点。而且，若形成TiN，则固溶Ti减少，因此钢的淬透性下降而铁素体相容易生成，难以得到拉伸强度为980MPa以上的热轧钢板。因此，在本发明中，需要抑制粗大的TiN的形成，将N含量限制于0.0080％以下。优选为0.0070％以下。但是，若过于减少N，则利用TiN来抑制晶粒生长的作用会消失，晶粒粗大化而钢板的韧性下降。因此，N含量优选设为0.0020％以上。
Ti：0.09％～0.14％
Ti是以固溶状态存在于热轧钢板时抑制铁素体相的核生成、在实质上有助于热轧钢板的高强度化的元素。为了得到这种效果，需要将Ti含量设为0.09％以上。另一方面，若Ti含量过量地变高，则在制造热轧钢板时，在钢坯(钢坯材)的加热阶段无法熔解粗大的TiC。粗大的TiC容易形成应力集中部，使热轧钢板的韧性、加工性下降。因此，Ti含量设为0.14％以下。Ti含量优选为0.10％以上。此外，Ti含量优选为0.13％以下。
V：0.05％～0.25％
V是本发明中重要的元素之一。V与Ti同样地具有在固溶状态下抑制铁素体相的核生成的效果。本发明将适量含有Si作为特征之一。若含有作为铁素体生成元素的Si，则铁素体相变会在输出辊道上的冷却中开始，无法得到所需的贝氏体组织。针对这种问题，本发明的发明人等进行研究，结果确认，通过复合添加Ti和V，即使在含有规定量的Si的情况下也可以确保所需的淬透性。此外，也确认了除淬透性提高效果以外，若含有适量V，则贝氏体的板条结构会微细化。为了得到这些效果，需要将V含量设为0.05％以上。此外，V含量优选为0.08％以上，更优选为0.1％以上。另一方面，若V含量大于0.25％，则热轧钢板的韧性显著下降。因此，V含量限定于0.25％以下。此外，V含量优选为0.23％以下。
Cr：0％～0.06％、Ni：0％～0.06％、Mo：0％～0.06％
Cr、Ni、Mo均是在制造热轧钢板时使热轧结束后的冷却·卷取工序中的贝氏体开始温度下降的元素。因此，若Cr、Ni、Mo的含量变高，则在输出辊道的冷却临近过渡沸腾区域，卷取温度变得不稳定，其结果，热轧钢板的材质稳定性变差。根据这种理由，优选尽量减少Cr、Ni、Mo的含量，但可以容许其含量分别至0.06％为止，因此将上限量设为0.06％。此外，这些元素的含量优选分别设为0.04％以下，也可以减少至杂质水平。进而，这些元素的含量更优选均设为0％。另外，这些元素的合计含量优选设为0.1％以下。
以上是本发明的热轧钢板中的基本组成，但除上述基本组成以外也可以进一步含有以下元素。
B：0.0001％～0.005％
B是容易在晶界偏析，具有抑制奥氏体→铁素体相变开始的效果，提高热轧钢板的材质稳定性的元素。为了得到这种效果，优选将B含量设为0.0001％以上。另一方面，若B含量大于0.005％，则上述效果饱和，因此B含量优选设为0.005％以下，更优选为0.0003％以上。此外，B含量更优选为0.003％以下。
此外，本发明的热轧钢板也可以含有以下元素。
选自Ca：0.0001％～0.005％、REM：0.0001％～0.005％中的1种或2种
Ca、REM(REM：Sc、Y和原子序数从57至71的镧系元素)是对控制钢中的夹杂物的形态、抑制从夹杂物产生的空隙产生有效的元素。为了得到这种效果，优选含有选自Ca、REM中的1种以上，这些元素的含量优选均设为0.0001％以上。另一方面，若这些元素的含量均大于0.005％，则上述效果饱和，因此Ca、REM的含量优选均设为0.005％以下。此外，更优选设为Ca：0.0003％以上。此外，更优选设为Ca：0.002％以下。此外，更优选设为REM：0.0003％以上。此外，更优选设为REM：0.002％以下。进而，含有Ca、REM这两者时，优选将Ca和REM的合计含量设为0.0002％以上。此外，在这种情况下，优选将Ca和REM的合计含量设为0.006％以下。进而，在这种情况下，更优选将Ca和REM的合计含量设为0.0003％以上。此外，在这种情况下，更优选将Ca和REM的合计含量设为0.002％以下。
另外，本发明的热轧钢板中，除上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
作为不可避免的杂质，例如可举出Se、Te、Po、As、Bi、Ge、Pb、Ga、In、Tl、Zn、Cd、Hg、Ag、Au、Pd、Pt、Co、Rh、Ir、Ru、Os、Tc、Re、Ta、Be、Sr、Sb、Cu、Sn、Mg等，优选它们的含量合计设为0.1％以下。
接着，对本发明热轧钢板的组织的限定理由进行说明。
贝氏体相的面积率：80％以上
本发明的热轧钢板以强度-韧性平衡优异的贝氏体相为主要组织。本发明中的贝氏体相以上部贝氏体、下部贝氏体、贝氏体铁素体为对象。
若贝氏体相的面积率小于80％，则无法得到拉伸强度为980MPa以上的热轧钢板，而且，材质偏差变大。因此，贝氏体相的面积率设为80％以上。优选大于85％，在特别要求材质稳定性的热轧钢板的情况下，更优选设为90％以上。
本发明的热轧钢板优选设为贝氏体单相组织，因此也包含将贝氏体相的面积率设为100％的情况。
含有除贝氏体相以外的组织时，作为该组织，可举出铁素体相、马氏体相和残留奥氏体相。但是，若是在存在马氏体相、残留奥氏体相的状态下，则热轧钢板的材质稳定性下降。因此，马氏体相和残留奥氏体相的面积率优选合计设为7％以下，更优选设为5％以下。
Fe析出量：0.50％以下
贝氏体相的硬度(强度)伴随着固溶C量的减少而显著下降。所以，在以贝氏体为主相的热轧钢板中，为了得到拉伸强度：980MPa以上，需要确保一定量以上的固溶C量。在以贝氏体为主相的热轧钢板的情况下，非固溶状态的C主要以渗碳体的形式析出。因此，若抑制渗碳体的析出，则可以确保充分的固溶C量，进而得到所需的热轧钢板强度。
渗碳体(Fe3C)的析出量可通过分析Fe析出量而求出。而且，Fe析出量以质量％计高于0.50％时，渗碳体的析出量增加，固溶C量变得不充分，其结果，无法得到所需的热轧钢板强度。因此，将Fe析出量限定于0.50％以下。优选为0.40％以下。
另外，贝氏体相的硬度(强度)也受到贝氏体板条的平均板条间隔的影响。贝氏体板条形成长方形的形态，可以定义长边侧长度和短边侧长度。若将短边侧长度设为板条间隔，则在平均板条间隔大于400nm时，存在热轧钢板的材质稳定性变差的趋势。因此，贝氏体相的平均板条间隔优选设为400nm以下。如上所述，V具有使贝氏体相的板条微细化的效果。为了稳定地得到贝氏体相的平均板条间隔为400nm以下的组织，优选将V含量设为0.1％以上。
如上所述，通过使热轧钢板的组成和组织最优化，可得到焊接性和材质稳定性优异的拉伸强度为980MPa以上的高强度热轧钢板。另外，本发明的热轧钢板的板厚没有特别限定，但优选设为1.6mm～10mm。
接着，对本发明热轧钢板的制造方法进行说明。
本发明的特征在于，将上述组成的钢坯材(钢坯)加热，施行热轧后，进行冷却、卷取而制成热轧钢板。此时，将上述加热的加热温度设为1150℃～1350℃，将上述热轧的精轧温度设为850℃以上，在热轧的精轧结束后3秒以内开始上述冷却，将上述冷却的平均冷却速度设为15℃/秒以上，将即将进行上述卷取工序前的卷取温度设为350℃～550℃。
本发明中，钢的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。此外，也可以用真空脱气炉进行2次精炼。其后，从生产率或品质上的问题出发，优选通过连续铸造法制成钢坯(钢坯材)，但也可以通过铸锭-开坯轧制法、薄钢坯连铸法等公知的铸造方法制成钢坯。另外，TiN主要是在连续铸造时析出，但如上所述，粗大化的TiN会导致热轧钢板的强度下降。为了抑制TiN的粗大化，优选将连续铸造时的铸造速度设为1.0m/min以上，从而抑制TiN的粒子生长，使TiN的尺寸为5μm以下。
钢坯材的加热温度：1150℃～1350℃
对如上述得到的钢坯材施行热轧，但在本发明中，需要在热轧之前将钢坯材加热而制成实质上均质的奥氏体相，将粗大的碳化物熔解。若钢坯材的加热温度低于1150℃，则粗大的碳化物不会熔解，因此固溶C量减少，由此最终得到的热轧钢板的强度显著下降。另一方面，若上述加热温度高于1350℃，则氧化皮的生成量增加，氧化皮咬入，使钢板表面性状变差。
根据以上理由，钢坯材的加热温度设为1150℃～1350℃。优选为1150℃～1320℃。但是，对钢坯材施行热轧时，铸造后的钢坯材在1150℃～1350℃的温度区域的情况下，或者在钢坯材的碳化物熔解的情况下，可以将钢坯材不加热而直接轧制。上述加热温度下的钢坯材的保持时间没有特别限定，但若保持时间变得过长，则在钢坯材表面形成脱碳层，有可能出现由耐疲劳性下降、氧化皮损失所致的成品率下降等。因此，上述加热温度下的钢坯材的保持时间优选小于3600秒，更优选设为2400秒以下。另外，上述保持时间设为在氧化皮的生长变得显著的1200℃以上的温度区域的保持时间。
将钢坯材加热至上述加热温度后，施行热轧。热轧通常由粗轧和精轧构成，但对粗轧条件没有特别限定。此外，例如通过薄钢坯连铸法铸造钢坯(钢坯材)时，也可以省略粗轧。
热轧的精轧温度：850℃以上
若以低于850℃的温度进行轧制，则在本发明钢中轧制负荷显著上升，制造变得困难或变得不可能。进而，若以低于850℃的温度进行轧制，则成为过度加工奥氏体相的状态，因此奥氏体→铁素体相变在精轧后的冷却过程中进行，无法得到所需的组织。根据以上理由，精轧温度设为850℃以上。精轧温度优选为870℃以上。此外，精轧温度优选为960℃以下。
从精轧结束后至开始强制冷却为止的时间：3秒以内
从精轧结束后至开始强制冷却为止，经过大于3秒的时间时，奥氏体→铁素体相变开始，无法得到所需的组织。此外，若将精轧结束后的钢板长时间保持在高温状态，则因应变诱导析出而生成碳化物，有助于钢板高强度化的固溶C量减少。因此，在本发明中，基于抑制铁素体相变的目的、或抑制应变诱导析出的目的，需要在热轧结束后迅速开始强制冷却，精轧结束后，在至少3秒以内开始强制冷却。优选为2秒以内。
平均冷却速度：15℃/秒以上
精轧结束后，为了抑制奥氏体→铁素体相变开始，需要尽量迅速地冷却至卷取温度。若精轧后的强制冷却的平均冷却速度低于15℃/秒，则会生成铁素体相，无法得到所需的组织。因此，精轧结束后的平均冷却速度设为15℃/秒以上。优选为30℃/秒以上。但是，尤其是在板厚为3.2mm以下的钢板中，若冷却速度过度地变大，则冷却停止温度的控制变难，热轧钢板的材质稳定性下降。因此，平均冷却速度优选设为150℃/秒以下。
卷取温度：350℃～550℃
本发明钢中，用于得到贝氏体相的适当的卷取温度为350℃～550℃。若卷取温度低于350℃，则会生成马氏体相、残留奥氏体相，热轧钢板的材质稳定性下降。另一方面，若卷取温度高于550℃，则会进行铁素体相变，因此无法得到拉伸强度为980MPa以上的热轧钢板。根据以上理由，卷取温度设为350℃～550℃。优选卷取温度的范围为350℃～500℃。另外，停止强制冷却的温度优选与卷取温度同样地设为350℃～550℃，更优选设为350℃～500℃。
实施例
对具有表1所示的组成的壁厚250mm的钢坯材以表2所示的热延条件施行热轧，制成板厚2.0～8.0mm的热轧钢板。应予说明，表2中记载的平均冷却速度是从精轧温度至冷却停止温度为止的平均冷却速度。
[表1]
[表2]
对所得的热轧钢板进行组织观察，求出贝氏体相的面积率、贝氏体板条的平均板条间隔。此外，对所得的热轧钢板进行提取残渣分析，求出Fe析出量。进而，对所得的热轧钢板进行拉伸试验和焊接试验，评价机械特性(强度、材质稳定性等)和焊接性。组织观察、提取残渣分析和各种试验的方法如下所述。
(1)组织观察
贝氏体相的面积率
对于所得的热轧钢板的与轧制方向平行的断面的板厚中心部，将利用5％硝酸乙醇的腐蚀露出的组织以扫描型光学显微镜放大1000倍并拍摄10个视野。贝氏体相是在晶粒内具有可观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织。贝氏体相的面积率是通过图像解析将贝氏体相与除贝氏体相以外的相(铁素体相、马氏体相等)分离，根据贝氏体相相对于观察视野的面积率而求出。
平均板条间隔
通过薄膜法从所得的热轧钢板的板厚中央部制作样品，以透射型电子显微镜(倍率：135000倍)进行观察，针对各样品，对50处以上的贝氏体板条组织测定板条间隔，将所得的板条间隔的平均值作为平均板条间隔。
(2)提取残渣分析
从所得的热轧钢板的板厚中央的位置取样品，在10％AA系电解液(10vol％乙酰丙酮-1mass％氯化四甲基铵-甲醇)中，将约0.2g的样品以电流密度20mA/cm2进行恒定电流电解。接下来，将恒定电流电解后的电解液以0.2μm的过滤器过滤捕集，利用ICP发光分析装置将捕集物所含的Fe量进行定量。由电解的样品质量和捕集物所含的Fe量求出析出Fe量(质量比)。
(3)拉伸试验
强度特性
由所得的热轧钢板制作拉伸方向与轧制方向成为垂直方向的JIS5号拉伸试验片，进行3次按照JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出平均的屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(El)。拉伸试验的十字头速度设为10mm/min。另外，屈服强度设为下屈服点或0.2％耐力。
材质稳定性(拉伸强度的偏差)
由所得的热轧钢板制作合计153片的拉伸方向与轧制方向成为垂直方向的JIS5号拉伸试验片。具体而言，对于卷取后的各热轧钢板(热延线圈)，将51处的长边方向位置(将线圈长边方向进行50等分而得的位置、线圈长边方向的前端位置和线圈长边方向的尾端位置)特定，在各长边方向位置，从板宽度方向中央部将上述JIS5号拉伸试验片对各长边方向位置各取3片。
对每个热轧钢板，使用153片的拉伸试验片进行按照JIS Z 2241(2011)的规定的拉伸试验，求出全部拉伸试验片(合计153个)的拉伸强度的标准偏差(拉伸强度的偏差)。
(4)焊接试验
使用所得的热轧钢板进行电弧焊，制作焊接样品。焊接样品是将从相同的热轧钢板取的宽度200mm×长度300mm的样品的长度(300mm)的边彼此进行对焊而制作的。另外，宽度200mm×长度300mm的样品是以样品的长度方向与轧制方向一致的方式取的。焊接条件设为板隙：1mm、焊接电流：180A、焊接电压：20V、焊条：神户制钢制造的MG-50(焊条直径：1.2mm)、焊接速度：80cm/min、保护气体：CO2(80％)+Ar(20％)的对焊。
接下来，由各焊接样品制作JIS5号拉伸试验片各3片，按照JIS Z2241(2011)的规定，在与评价上述“(3)拉伸试验”的“强度特性”时实施的拉伸试验相同的拉伸条件下进行拉伸试验。JIS5号拉伸试验片是以焊接样品的焊缝部在试验片评点间距离中央部的试验片宽度方向横切的方式制作的。此外，拉伸试验的十字头速度设为10mm/min。
通过拉伸试验测量到断裂为止的最大负荷，为了除去板厚的影响，求出将最大负荷除以板厚而得的值。此外，确认了焊接样品的断裂位置。
将以上结果示于表3。表3中，拉伸强度为980MPa以上，拉伸强度的偏差(拉伸强度的标准偏差)为40MPa以下，将焊接样品拉伸试验的最大负荷除以板厚而得的值为22kN/mm以上，且焊接样品拉伸试验的断裂为母材断裂时，将本发明所寻求的材质的钢评价为良好“○”。另一方面，不满足上述条件中的任一个的情况下，评价为差“×”。[表3]
本发明例的热轧钢板均是拉伸强度TS为980MPa以上，材质稳定性和焊接性也优异。另一方面，偏离本发明的范围的比较例的热轧钢板得不到规定的高强度，或得不到良好的材质稳定性、焊接性。

Claims (6)

1.一种高强度热轧钢板，具有如下组成：
以质量％计含有：
C：0.09％～0.17％，
Si：大于1.0％且为1.6％以下，
Mn：1.5％～2.5％，
P：0.03％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.08％以下，
N：0.0080％以下，
Ti：0.09％～0.14％，
V：0.05％～0.25％，
将Cr、Ni和Mo的含量分别限制为0.06％以下，该0.06％以下包含0％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
并且，所述高强度热轧钢板具有如下组织：
贝氏体相的面积率为80％以上，Fe析出量为0.50％以下；
拉伸强度为1010MPa以上，
贝氏体相的平均板条间隔为400nm以下。
2.如权利要求1所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有B：0.0001％～0.005％。
3.如权利要求1或2所述的高强度热轧钢板，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0001％～0.005％、REM：0.0001％～0.005％中的1种或2种。
4.一种高强度热轧钢板的制造方法，所述高强度热轧钢板具有如下组织：贝氏体相的面积率为80％以上，Fe析出量为0.50％以下，且所述高强度热轧钢板的拉伸强度为1010MPa以上，贝氏体相的平均板条间隔为400nm以下，
在将钢坯材加热且施行热轧后进行冷却、卷取而制成热轧钢板时，将所述钢坯材设为如下组成：以质量％计含有：
C：0.09％～0.17％，
Si：大于1.0％且为1.6％以下，
Mn：1.5％～2.5％，
P：0.03％以下，
S：0.005％以下，
Al：0.08％以下，
N：0.0080％以下，
Ti：0.09％～0.14％，
V：0.05％～0.25％，
将Cr、Ni和Mo的含量分别限制为0.06％以下，该0.06％以下包含0％，其余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
将所述加热的加热温度设为1150℃～1350℃，将所述热轧的精轧温度设为850℃以上，在热轧的精轧结束后3秒以内开始所述冷却，将所述冷却的平均冷却速度设为15℃/秒以上，将所述卷取的卷取温度设为350℃～550℃。
5.如权利要求4所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有B：0.0001％～0.005％。
6.如权利要求4或5所述的高强度热轧钢板的制造方法，其中，除所述组成以外，以质量％计进一步含有选自Ca：0.0001％～0.005％、REM：0.0001％～0.005％中的1种或2种。
CN201480059048.8A 2013-10-29 2014-10-15 高强度热轧钢板及其制造方法 Active CN105683402B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2013-224230 2013-10-29
JP2013224230A JP5821929B2 (ja) 2013-10-29 2013-10-29 材質安定性および溶接性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
PCT/JP2014/005210 WO2015064029A1 (ja) 2013-10-29 2014-10-15 高強度熱延鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105683402A CN105683402A (zh) 2016-06-15
CN105683402B true CN105683402B (zh) 2018-08-07

Family

ID=53003663

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480059048.8A Active CN105683402B (zh) 2013-10-29 2014-10-15 高强度热轧钢板及其制造方法

Country Status (4)

Country Link
JP (1) JP5821929B2 (zh)
CN (1) CN105683402B (zh)
TW (1) TWI525200B (zh)
WO (1) WO2015064029A1 (zh)

Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106756539B (zh) * 2016-12-05 2018-05-18 北京科技大学 一种具有纳米析出相的耐疲劳高强钢及其制备方法
JP2020082105A (ja) * 2018-11-19 2020-06-04 株式会社神戸製鋼所 接合構造体及び接合構造体の製造方法
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
TWI796087B (zh) * 2022-01-12 2023-03-11 中國鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼材與其製作方法
CN116288046A (zh) * 2023-02-16 2023-06-23 唐山钢铁集团有限责任公司 具有良好折弯性能的q690d热轧钢带及生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1628183A (zh) * 2002-02-07 2005-06-15 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN1643167A (zh) * 2002-03-29 2005-07-20 新日本制铁株式会社 高温强度优异的高强度钢及其制造方法
WO2012036312A1 (ja) * 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CN102933733A (zh) * 2010-05-31 2013-02-13 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
CN105143485A (zh) * 2013-04-15 2015-12-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3716639B2 (ja) * 1998-09-10 2005-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法
JP4955496B2 (ja) * 2007-09-28 2012-06-20 株式会社神戸製鋼所 疲労特性及び伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板
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
JP5655712B2 (ja) * 2011-06-02 2015-01-21 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板の製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1628183A (zh) * 2002-02-07 2005-06-15 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN1643167A (zh) * 2002-03-29 2005-07-20 新日本制铁株式会社 高温强度优异的高强度钢及其制造方法
CN102933733A (zh) * 2010-05-31 2013-02-13 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法
WO2012036312A1 (ja) * 2010-09-17 2012-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 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
CN105143485A (zh) * 2013-04-15 2015-12-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
JP5821929B2 (ja) 2015-11-24
CN105683402A (zh) 2016-06-15
TW201522663A (zh) 2015-06-16
TWI525200B (zh) 2016-03-11
JP2015086411A (ja) 2015-05-07
WO2015064029A1 (ja) 2015-05-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6295893B2 (ja) 耐水素脆化特性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
TWI504757B (zh) High strength molten galvanized steel sheet and its manufacturing method
JP5466576B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
KR101198481B1 (ko) 휨 가공성이 우수한 고강도 냉연 강판
JP5838796B2 (ja) 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101846759B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
EP3085803B1 (en) H-shaped steel and method for producing same
CN105683402B (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
TW201529867A (zh) 熱成形鋼板構件及其製造方法以及熱成形用鋼板
KR101883588B1 (ko) H형강 및 그 제조 방법
JP6319443B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
JP6409598B2 (ja) 靭性に優れた高強度極厚ｈ形鋼及びその製造方法
JP5760519B2 (ja) 靭性に優れる圧延ｈ形鋼およびその製造方法
KR101986033B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
KR20210093992A (ko) 성형성, 인성 및 용접성이 우수한 고강도 강판, 및 그 제조 방법
EP3597783B1 (en) H-section steel and method of producing the same
JP2014043629A (ja) 熱延鋼板
JP2017101299A (ja) 熱延鋼板およびその製造方法
JP5679452B2 (ja) 成形性と母材および溶接熱影響部の疲労特性とを兼備した高強度熱延鋼板
JP5257289B2 (ja) 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP5532186B2 (ja) 熱延鋼板及びその製造方法
TWI615484B (zh) 熔融鍍鋅鋼板
JP2016117932A (ja) 圧延ｈ形鋼及びその製造方法
JP5342912B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
TW201333220A (zh) 高強度熱軋鋼板及其製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant