CN105734438A - 薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105734438A
CN105734438A CN201510998408.7A CN201510998408A CN105734438A CN 105734438 A CN105734438 A CN 105734438A CN 201510998408 A CN201510998408 A CN 201510998408A CN 105734438 A CN105734438 A CN 105734438A
Authority
CN
China
Prior art keywords
rolled steel
steel plate
relational expression
high strength
strength cold
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
CN201510998408.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105734438B (zh
Inventor
成焕球
朴万荣
其他发明人请求不公开姓名
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
Application filed by Posco Co Ltd filed Critical Posco Co Ltd
Publication of CN105734438A publication Critical patent/CN105734438A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105734438B publication Critical patent/CN105734438B/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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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
    • C21D8/0236—Cold 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/16—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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明公开了一种薄板坯的表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的一方面提供一种高强度冷轧钢板，所述高强度冷轧钢板以重量％计，包含0.04～0.07％的C、0.01～0.7％的Si、1.5～2.3％的Mn、0.001～0.06％的P、0.001～0.02％的S、0.001～0.1％的Al、0.0001～0.15％的Cu、0.0001～0.005％的B、0.001～0.013％的N、0.001～0.7％的Cr、0.001～0.1％的Ti、0.001～0.05％的Nb、0.001～0.1％的V、余量的Fe及不可避免的杂质。

Description

薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种薄板坯的表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法，更详细地，涉及一种可优选作为汽车结构部件使用的高强度冷轧钢板及其制造方法，所述高强度冷轧钢板具有优异的薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性。
背景技术
最近，为了顺应关于汽车燃油效率的法规，正在加速实施汽车结构部件的高强度化及轻量化。通常，这种汽车结构部件通过冷轧成型来制得，且通过组件之间的点焊(spotwelding)来进行组装，从而被安装到车身上。因此，这种作为汽车结构部件使用的冷轧钢板应具有精确的尺寸公差，并且，为了确保优异的成型性，应具有高的伸长率及适当的屈服强度。由于这种原因，通常将具有异常组织的冷轧双相(DualPhase，DP)钢板及具有多相复合组织的冷轧复相(Complexphase，CP)钢板作为汽车结构部件用钢板使用。
关于高强度冷轧钢板制造的代表性技术有专利文献1至3。然而，这些技术是关于采用现有的轧制工序(millProcess)来制造冷轧钢板的技术，这些技术利用低速连铸来制得板坯后，必定进行再加热处理。因此，现状为难以将这些技术有效地用于通过高速连铸来制造薄板坯的工序中。
另外，关于通过薄板坯工序来制造高强度冷轧钢板的代表性技术有专利文献4及5。然而，这些技术由于碳含量高，因此仍然难以有效地用于高速连铸工序中。
【现有技术文献】
【专利文献】
(专利文献1)日本公开专利公报第2004-018911号
(专利文献2)美国公开专利公报第2009-0242085号
(专利文献3)日本公开专利公报第2004-076114号
(专利文献4)美国公开专利公报第2009-0071575号
(专利文献5)美国授权专利公报第8366844号
发明内容
本发明要解决的技术问题
本发明的一个目的在于，提供一种薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。
解决技术问题的技术手段
为了实现上述目的，本发明的一方面，提供一种高强度冷轧钢板，所述高强度冷轧钢板以重量％计，包含0.04～0.07％的C、0.01～0.7％的Si、1.5～2.3％的Mn、0.001～0.06％的P、0.001～0.02％的S、0.001～0.1％的Al、0.0001～0.15％的Cu、0.0001～0.005％的B、0.001～0.013％的N、0.001～0.7％的Cr、0.001～0.1％的Ti、0.001～0.05％的Nb、0.001～0.1％的V、余量的Fe及不可避免的杂质，并且，所述C、Si、Mn、P及Cr的含量满足下述关系式1，所述C、Si、Mn、P及S的含量满足下述关系式2。
[关系式1]
0.001≤0.05-(wt％C)+0.01(wt％Si)+0.01(wt％Mn)-0.06(wt％P)+0.01(wt％Cr)≤0.025
[关系式2]
0.1≤{(wt％C)+(wt％Si)/30+(wt％Mn)/20+(wt％P)×2+(Wt％S)×4}≤0.5
在所述关系式1和关系式2中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
另外，本发明的另一方面，提供一种高强度冷轧钢板的制造方法，所述高强度冷轧钢板的制造方法包括以下步骤：以4.5～7米/分钟的速度用钢水进行连续铸造，从而获得薄板坯，所述钢水以重量％计，包含0.04～0.07％的C、0.01～0.7％的Si、1.5～2.3％的Mn、0.001～0.06％的P、0.001～0.02％的S、0.001～0.1％的Al、0.0001～0.15％的Cu、0.0001～0.005％的B、0.001～0.013％的N、0.001～0.7％的Cr、0.001～0.1％的Ti、0.001～0.05％的Nb、0.001～0.1％的V、余量的Fe及不可避免的杂质，并且，所述C、Si、Mn、P及Cr的含量满足下述关系式1，所述C、Si、Mn、P及S的含量满足下述关系式2；在200～600米/分钟的范围内对上述薄板坯以匀速进行粗轧及精轧 在进行上述精轧时，于800～880℃下进行热轧，从而获得热轧钢板；在500～650℃下，卷绕上述热轧钢板；以40～75％的压下率对上述经过卷绕的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；在780～830℃下，对上述冷轧钢板进行连续退火处理；以1～10℃/秒的第一段冷却速度对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行第一段冷却，直至达到650～750℃的第一段冷却终止温度；以5～20℃/秒的第二段冷却速度对上述经过第一段冷却的冷轧钢板进行第二段冷却，直至达到440～560℃的第二段冷却终止温度；以及在上述第二段冷却终止温度下，对上述经过第二段冷却的冷轧钢板进行过时效处理。
[关系式1]
0.001≤0.05-(wt％C)+0.01(wt％Si)+0.01(wt％Mn)-0.06(wt％P)+0.01(wt％Cr)≤0.025
[关系式2]
0.1≤{(wt％C)+(wt％Si)/30+(wt％Mn)/20+(wt％P)×2+(Wt％S)×4}≤0.5
在所述关系式1和关系式2中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
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带来的优点及效果。
发明的效果
根据本发明的冷轧钢板具有以下优点。即使通过高速连铸工序也能够获得优异的表面品质，而且焊接性及弯曲加工性非常优异。
附图说明
图1为用于说明本发明所使用的短流程炼钢(mini-millProcess)工序的模拟图。
图2为对本发明的发明例1的冷轧钢板进行镜面抛光处理后所观察到的微细组织的(a)光学显微镜照片及(b)电子背散射衍射(EBSD)图像。
图3为对本发明的发明例8的冷轧钢板进行镜面抛光处理后所观察到的微细组织的(a)光学显微镜照片及(b)电子背散射衍射图像。
具体实施方式
本发明人在为了制造出即使通过高速连铸工序也能够获得优异的表面品质，而且焊接性及弯曲加工性非常优异的高强度冷轧钢板而进行研究的过程中，发现在适当地控制合金的组成，并且在使用通过短流程炼钢工序的无头连续轧制法的同时，在低于现有轧制工序的温度下进行精轧及匀速轧制的情况下，可提供一种不仅表面品质优异，而且焊接性及弯曲加工性也优异的高强度冷轧钢板，本发明人基于上述认识而完成了本发明。
下面，对作为本发明一方面的薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板进行详细说明。
首先，对高强度冷轧钢板的合金组成及成分范围进行详细说明。
碳(C)：0.04～0.07重量％
碳是一种用于形成钢中的碳化物或固溶在铁素体上而用于提高冷轧钢板强度的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.04重量％以上的所述碳。但是，在碳含量过多的情况下，由于在通过高速连铸来制造薄板坯时会形成厚度不均匀的凝固坯壳(SolidifiedShell)，从而会导致铸片产生缺陷或引起钢水流出等的操作事故。因此，所述碳含量优选为0.07重量％以下。
硅(Si)：0.01～0.7重量％
硅为用于铁素体的固溶强化，以及通过抑制碳化物的形成而提高残留奥氏体的稳定性，从而增加钢板的延展性的元素。在本发明中为了获得这些效果，优选包含0.01重量％以上的所述硅。但是，在硅含量过多的情况下，虽然能确保目标材质，但是在制造板坯时会引起凝固不均匀反应，从而存在表面品质降低的担忧。因此，所述硅含量优选为0.7重量％以下。
锰(Mn)：1.5～2.3重量％
锰起到抑制铁素体的形成，以及通过提高奥氏体的稳定性而使低温变态相容易形成，从而增加钢的强度的作用。在本发明中为了获得这些效果，优选包含1.5重量％以上的所述锰。但是，在锰的含量过多的情况下，虽然能确保目标材质，但是亚包晶(hypoperitectic)的碳范围会导致在制造板坯时引起凝固不均匀反应，从而存在表面品质降低的担忧。因此，所述锰含量优选为2.3重量％以下。
磷(P)：0.001～0.06重量％
磷为增加钢板强度的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.001重量％以上的所述磷，更优选包含0.008重量％以上。但是，在所述磷含量过多的情况下，在连铸及轧制时，会偏析到晶界、相间界面或它们两者上而引发脆性，并且会劣化冲压成型性。因此，所述磷优选为0.06重量％以下。
硫(S)：0.001～0.02重量％
硫作为钢中含有的不可避免的杂质，是一种不仅会引起板坯表面缺陷，而且会降低钢板的延展性及焊接性的元素。因此，优选尽可能地减少所述硫，但是在制造工序中很难将硫含量控制在小于0.001重量％的范围内。另外，在所述硫含量超过0.02重量％的情况下，在钢中会过多地形成MnS夹杂物，而这种MnS夹杂物会在连铸凝固中偏析而引起热裂纹(hotcrack)，从而会阻碍钢板的延展性及焊接性。因此，所述硫含量优选为0.001～0.02重量％的范围。
铝(Al)：0.001～0.1重量％
铝为与钢中氧进行反应而起到改善钢的清洁度的作用的元素，并且铝通过抑制碳化物的形成而提高残留奥氏体的稳定性，从而起到提高延展性的作用。在本发明中为了获得这些效果，优选包含0.001重量％以上的所述铝。但是，在铝含量过多的情况下，由于与钢中氮进行反应而形成AlN，因此在制造薄板坯时会引起角裂纹(CornerCrack)，从而存在降低板坯或钢板品质的问题。因此，所述铝含量优选为0.1重量％以下，更优选为0.07重量％以下。
铜(Cu)：0.0001～0.15重量％
铜会增加钢板的耐腐蚀性，并且会通过形成析出物或固溶在微细组织内来增加钢板的强度。在本发明中为了获得这些效果，优选包含0.0001重量％以上的所述铜，更优选包含0.01重量％以上。但是，在铜含量过多的情况下，会在板坯制造过程中以液状积聚于表面，从而引起铸片缺陷，并且会在热轧钢板表面残留铜氧化皮(scale)，从而降低酸洗品质。因此，所述铜含量优选为0.15重量％以下。
硼(B)：0.0001～0.005重量％
硼为在钢板的制造过程中，通过延迟奥氏体的变态而提高钢的可淬性的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.0001重量％以上的所述硼，更优选包含0.001重量％以上。但是，在硼含量过多的情况下，会使钢的可淬性过度增加而降低钢的延展性及弯曲加工性。因此，所述硼含量优选为0.005重量％以下。
氮(N)：0.001～0.013重量％
氮为用于实现奥氏体的稳定化及形成氮化物的元素。在本发明中为了获得这些效果，优选包含0.001重量％以上的所述氮，更优选包含0.0030重量％以上。但是，在氮含量过多的情况下，虽然会与析出物形成元素进行反应而增加析出强化效果，但是会导致延展性的急剧下降。因此，所述氮含量优选为0.013重量％以下。
铬(Cr)：0.001～0.7重量％
铬为通过增加可淬性来提高钢的强度的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.001重量％以上的所述铬，更优选包含0.030重量％以上。但是，在铬含量过多的情况下，会存在钢板的延展性降低的问题。因此，所述铬含量优选为0.7重量％以下。
钛(Ti)：0.001～0.1重量％
钛为通过形成钢中的碳氮化物来提高钢的强度的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.001重量％以上的所述钛，更优选包含0.01重量％以上。但是，在钛含量过多的情况下，不仅会增加制造费用，还会存在钢板的延展性降低的问题。因此，所述钛含量优选为0.1重量％以下。
铌(Nb)：0.001～0.05重量％
铌为通过形成钢中的碳氮化物来在高温下微细化奥氏体晶粒的元素。在本发明中为了获得这种效果，优选包含0.001重量％以上的所述铌，更优选包含0.01重量％以上。但是，在铌含量过多的情况下，不仅会增加制造费用，而且因过度地形成(Ti、Nb)CN而会引起板坯的脆性，或者会因高的轧制变形阻力而难以制造热轧钢板，并且存在钢板的延展性降低的问题。因此，所述铌含量优选为0.05重量％以下，更优选为0.03重量％以下。
钒(V)：0.001～0.1重量％
钒为通过形成钢中的碳氮化物来在高温下微细化奥氏体晶粒的元素。另外，虽然钒的晶粒微细化效果小于铌，但是由于析出温度低，从而主要在铁素体结晶粒中析出，因此对于减少铸片板坯裂纹的产生非常有效。在本发明中为了获得这些效果，优选包含0.001重量％以上的所述钒。但是，在钒含量过多的情况下，不仅会增加制造费用，而且会因过度形成析出物而存在难以制造热轧钢板的问题。因此，所述钒含量优选为0.1重量％以下，更优选为0.7重量％以下。
除了上述组成以外，其余的为Fe。但是，在通常的制造过程中，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排除的。这些杂质对于本领域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。另外，除了上述组成以外，并不排除有效成分的添加。
另外，在设计具有如上所述的成分范围的钢材的合金时，优选使所述C、Si、Mn、P及Cr的含量满足下述关系式1。通过最小化不均匀凝固反应，并将可高速连铸的合金元素的组合参数化而获得下述关系式1，因此，当该值过低时，会存在难以确保充分的可淬性的问题。因此，优选将该值控制在0.001以上，更优选控制在0.01以上。但是，当该值过高时，会存在制造成本增加的问题。因此，优选将该值控制在0.025以下。
[关系式1]
0.001≤0.05-(wt％C)+0.01(wt％Si)+0.01(wt％Mn)-0.06(wt％P)+0.01(wt％Cr)≤0.025
在所述关系式1中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
另外，在设计具有如上所述的成分范围的钢材的合金时，优选使所述C、Si、Mn、P及S的含量满足下述关系式2。将显示出点焊接性的碳当量参数化而获得下述关系式2，因此，当该值过低时，因难以确保钢的可淬性，从而在确保材质方面存在困难。因此，优选将该值控制在0.1以上。但是，当该值过高时，虽然容易确保材质，但是会存在难以进行高速连铸的问题。因此，优选将该值控制在0.5以下。
[关系式2]
0.1≤{(wt％C)+(wt％Si)/30+(wt％Mn)/20+(wt％P)×2+(Wt％S)×4}≤0.5
在所述关系式2中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
根据本发明的一具体实施例，在设计具有如上所述的成分范围的钢材的合金时，优选使所述C、N、Ti、Nb及V的含量满足下述关系式3。下述关系式3用于对形成析出物的元素的含量适当地进行组合，从而使析出效果最大化，以确保较少引起外观品质不良的材料。如果该值过低，则难以确保欲达到的目标材质。因此，优选将该值控制在0.03以上，更优选控制在0.1以上。另一方面，当该值过高时，会导致制造成本的急剧增加。因此，优选将该值控制在0.8以下，更优选控制在0.5以下。
[关系式3]
0.03≤[{(mol％Ti)+(mol％Nb)+(mol％V)}/{(mol％C)+(mol％N)}]≤0.8
在所述关系式3中，小括号分别表示相应元素的重量％除以相应元素的原子量的值。
本发明的冷轧钢板的微细组织，以面积含量计，可以包含30～55％的铁素体(ferrite)、25～65％的贝氏体(bainite)及5～20％的马氏体(martensite)。更优选地，可以包含30～40％的铁素体、45～65％的贝氏体及5～15％的马氏体。通过确保如上所述的微细组织，从而可以确保780MPa以上的抗张强度、0.4～0.9的屈服比及14％以上的伸长率。
本发明的冷轧钢板包含TiC及(Ti、Nb)CN析出物，根据本发明的一具体实施例，它们的平均大小可以为20nm以下(0nm除外)，更优选为10nm以下(0nm除外)。产生上述结果的原因被推测为是由于在通过高速连铸来以相对快的冷却速度进行凝固及连续冷却的情况下，析出到铸片内微细组织上的析出物因析出延迟效果而能够在相对低的温度下微细地析出所致。
另外，本发明的冷轧钢板包含(Cu、Mn)S夹杂物，根据本发明的一具体实施例，所述(Cu、Mn)S夹杂物的平均大小可以为20nm以下(0nm除外)，更优选为10nm以下(0nm除外)。与上述所提及的类似的理由，可以推测出(Cu、Mn)S夹杂物的大小非常微细。
以下，对本发明另一方面的高强度冷轧钢板的制造方法进行详细说明。所述高强度冷轧钢板具备优异的薄板坯的表面品质、焊接性及弯曲加工性。
首先，对本发明中所使用的短流程炼钢工序进行详细说明。
图1为用于说明本发明所使用的短流程炼钢工序的模拟图。如图1中所示，本发明使用的短流程炼钢工序由连续铸造、粗轧、精轧、冷却及卷绕步骤构成，之后，通过常规的设备来实施冷轧及连续退火步骤，从而制得冷轧钢板。这时，其特征为，控制所述短流程炼钢工序中的各步骤的操作条件，并控制粗轧-精轧-卷绕的驱动速度(质量流量)而使它们的驱动速度相同地进行匀速轧制，从而采用使用带卷开卷箱(coilbox)的间歇的热轧方法，或者采用不使用带卷开卷箱的连续的方法来获得热轧钢板。
下面，对图1的短流程炼钢工序进行更详细地说明。在连铸机10中获得30～150mm厚度的薄板坯a。其与由现有的轧制连铸机中生产的具有200mm以上厚度的板坯相比，具有相当薄的厚度，将这种板坯称为薄板坯(thinslab)。由于所述薄板坯通过连续的过程而被直接移送到粗轧机20中进行粗轧，因此可以直接利用板坯自身的热源，从而可减少能耗，并且，通过这种过程能够使在连铸及粗轧过程中可能会产生的微细组织及析出物形成的迁移过程与现有的轧制(mill)存在不同点，从而使最终制造的钢板的机械性物理性质不同。另外，当所述薄板坯的厚度大于150mm时，与现有的轧制的区别会变少，如果小于30mm，则铸片的温度会急剧降低，从而难以形成均匀的组织。为了解决这些问题，可以另外设置加热设备，但是这会成为导致生产成本增加的因素，因此，优选尽可能地避免这种方式。
另外，所述薄板坯在粗轧机20及精轧机50中被轧制成预期获得的最终厚度，并通过输出辊道(ROT)60被冷却后，在收卷机70中以一定的温度被卷绕，从而被制成热轧钢板。如前面提到的那样，本发明的特征为，将粗轧机20-精轧机50-收卷机60的驱动速度控制成相同水平以进行匀速轧制。在连铸速度和轧制速度产生差异的情况下，为了弥补该差异而可以在精轧机50的前面设置带卷开卷箱40，并通过感应加热器30来使条板(barplate)b进行第一次卷绕。
以下，对各步骤的具体操作条件进行详细说明。
首先，准备满足前述的合金组成的钢水后，在连铸机10中，以4.5～7米/分钟(meterperminute)的速度进行连续铸造，从而获得薄板坯。将铸造速度控制在4.5米/分钟以上的原因在于，由于铸造和轧制过程衔接进行，因此，为了确保目标轧制温度，需要一定水平以上的铸造速度。但是，当铸造速度过快时，因钢水液面的不稳定而可能会使运行成功率降低，因此，优选将所述铸造速度控制在7米/分钟以下。
之后，通过由2～4个轧钢机架(rollingstand)构成的粗轧机20对经过上述连续铸造而获得的薄板坯进行粗轧，然后在精轧机60中，对经过上述粗轧获得的条板b进行精轧，从而获得热轧钢板。
此时，优选地，通过匀速轧制进行控制，以使从连续铸造到卷绕工序为止具有相同的质量流量(massflow)，并且，优选将轧制速度控制在200～600米/分钟的范围内，更优选控制在300～500米/分钟的范围内。这样控制的原因在于，当轧制速度过慢时，会难以确保热轧钢板的温度，在轧制速度过快的情况下，在控制轧制时会引起因误操作所导致的板断裂等的操作事故，并且难以将热轧温度控制为目标温度。
另外，本发明的特征为，将精轧温度控制在低于现有的轧制工序的温度，即控制在880℃以下(更优选为850℃以下)，这是为了提高无头轧制操作的稳定度，并且使精轧时可能会产生的热轧氧化皮缺陷降至最低。不仅如此，这种低温轧制还会增加未再结晶奥氏体的面积含量，从而有助于晶粒的微细化。但是，当轧制温度过低时，可能会引起轧制负荷的增加，因此，优选将所述精轧温度控制在800℃以上，更优选控制在830℃以上。
根据本发明的一具体实施例，所述粗轧机入口处的薄板坯的表面温度(即，粗轧时薄板坯的开轧温度)可以为1000～1200℃，更优选为1000～1100℃。当所述薄板坯的表面温度低于1000℃时，会使粗轧负荷增加，并且可能会在粗轧过程中使条板边缘部产生裂纹，在这种情况下可能会引起热轧钢板的边缘部的缺陷。另外，当所述薄板坯的表面温度超过1200℃时，可能会因热轧氧化皮的产生而降低表面品质，或者会因铸片未凝固而导致板坯形状变形。
此外，根据本发明的一具体实施例，所述粗轧时的累积压下率可以为60～90％，更优选为60～80％。在粗轧时，累积压下率越高，越有利于制造本发明所预期的具有优异的薄板坯表面品质的钢板。并且，在粗轧时，累积压下率越高，越有助于使连铸铸片(薄板坯)内部形成的连铸微细组织及合金成分均匀地分布。为了确保这种效果，优选将累积压下率控制在60％以上。但是，在累积压下率过高的情况下，轧制变形阻力会变大，从而会引起操作困难的问题，因此，优选将所述累积压下率控制在90％以下。
之后，对所述热轧钢板进行连续冷却，直至在输出辊道(ROT，60)中预期达到的卷绕温度为止，然后在收卷机70中进行卷绕。这时，冷却速度可以在本技术领域中通常的温度范围内。
优选地，卷绕温度为500～650℃，更优选为550～600℃。如果卷绕温度不足500℃，则会形成不规则形状的铁素体，从而会增加微细组织的不均匀性，另一方面，如果超过650℃，则会因珠光体的形成而导致弯曲加工性的劣化。
此外，还可以进一步包括在所述卷绕后，对热轧钢板进行酸洗处理的步骤，并且通过该步骤可以去除热轧钢板表面上形成的氧化皮。所述酸洗工序可以利用本技术领域中通常使用的所有方法。
之后，对上述经过卷绕的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板。这时，压下率优选为40～75％，更优选为50～65％。如果压下率小于40％，则在退火时会存在不产生再结晶的风险，另一方面，如果超过75％，则轧制变形阻力会大大增加，从而会存在难以轧制的问题。
之后，对上述冷轧钢板进行连续退火处理。这时，退火温度优选为780～830℃，更优选为800～820℃。如果退火温度低于780℃，则难以确保目标抗张强度，另一方面，如果超过830℃，则不仅难以确保本发明中所预期的合适的贝氏体面积含量，而且还可能会导致镀金钢板的表面品质降低。
之后，以1～10℃/秒的第一段冷却速度对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行第一段冷却，直至达到650～750℃的第一段冷却终止温度。本步骤是通过铁素体组织的形成来确保适当的钢的延展性的步骤。
如果第一段冷却终止温度低于650℃或超过750℃，则难以确保所希望获得的目标强度及延展性。另外，如果第一段冷却速度小于1℃/秒，则铁素体面积含量会过度增加，从而难以确保目标强度，另一方面，如果超过10℃/秒，则会因过度冷却而抑制铁素体的变态，并会导致马氏体面积含量的增加，从而存在延展性急剧降低的问题。
之后，以5～20℃/秒的第二段冷却速度对上述经过第一段冷却的冷轧钢板进行第二段冷却，直至达到440～560℃的第二段冷却终止温度。
第二段冷却终止温度作为本发明中着重控制的因素之一，如果第二段冷却终止温度过低，则难以确保作为目标的合适的贝氏体面积含量。因此，优选将所述第二段冷却终止温度控制在440℃以上，更优选控制在450℃以上。另一方面，如果第二段冷却终止温度过高，则会因过度的铁素体被导入而难以确保所希望获得的目标强度。因此，优选将所述第二段冷却终止温度控制在560℃以下，更优选控制在530℃以下。
之后，对上述冷却至第二段冷却终止温度的冷轧钢板进行过时效处理。这时，过时效处理时间优选为1～5分钟，更优选为2～3分钟。如果过时效处理时间少于1分钟，则会因碳的不充分的再分配而导致贝氏体面积含量的不充分，从而难以确保作为目标的屈服比，如果超过5分钟，则会因过度的贝氏体形成而难以确保预期的目标强度及延展性。
下面，通过实施例来对本发明进行更详细的说明。但是，这些实施例的记载仅是为了例示本发明的实施，而本发明并不限定于这些实施例。本发明的权利要求保护范围是由权利要求书中所记载的内容和由此能够合理地推导出的内容所决定的。
(实施例)
准备具有下述表1及2的组成的钢水后，按照表3中记载的条件，以5米/分钟的铸造速度进行连续铸造，从而制造80mm厚度的薄板坯，并且采用无头连续轧制方式对上述薄板坯进行粗轧、精轧、卷绕、冷轧、连续退火、冷却及过时效处理，从而制得冷轧钢板。此时，薄板坯的开轧温度为1100℃、粗轧时的累积压下率为63％、轧制时的轧制速度为400米/分钟、精轧温度为850℃、冷轧时的压下率为60％、第一段冷却终止温度为650℃、第一段冷却速度为5℃/秒、第二段冷却速度为8℃/秒，过时效处理时间设定为3分钟。其中，下述的钢种A至F的板坯表面品质均优异，从而可进行无头连续铸造。
之后，对由此制得的冷轧钢板的材质及90°弯曲加工性进行测定，并将其结果示于下述表3中。此时，对钢板材质的测定是通过下述方式进行的。即，对JIS5号试片，在宽度方向上的1/4处，与轧制方向呈直角方向地进行选取并测定。下述表4中，YS、TS、El及YR分别表示屈服强度、抗张强度、伸长率及屈服比。对于弯曲加工性，将R/t＝0的情况评价为“○”，将R/t＞0的情况评价为“×”。
表1
表2
表3
参见表3可以确认，满足本发明提出的合金组成及所有制造条件的发明例1至9，其薄板坯的表面品质优异，从而不仅可实现无头连续铸造，而且具有780MPa以上的抗张强度而具有非常优异的强度，并且在90°弯曲加工中没有发生裂纹而具有非常优异的弯曲加工性。
然而，由于比较例1及3的退火温度过高，比较例2的过时效温度过低，因此所显示出的弯曲加工性及焊接性的水平相对要差，比较例4及5没有满足关系式3，因此所显示出的强度相对要差。
图2为对本发明发明例1的冷轧钢板进行镜面抛光处理后所观察到的微细组织的(a)光学显微镜照片及(b)电子背散射衍射图像，图3为对本发明发明例8的冷轧钢板进行镜面抛光处理后所观察到的微细组织的(a)光学显微镜照片及(b)电子背散射衍射图像。在公开的电子背散射衍射照片中，黑色部分相当于马氏体组织、亮灰色部分相当于铁素体组织、灰色部分相当于具有相同方位的贝氏体板条(lath)的贝氏体组织。参见图2及图3，可以确认本发明的冷轧钢板具有包含铁素体、贝氏体及马氏体的复合组织，并且可以确认与马氏体相比，显示出的贝氏体的面积含量更高。

Claims (13)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，所述高强度冷轧钢板以重量％计，包含0.04～0.07％的C、0.01～0.7％的Si、1.5～2.3％的Mn、0.001～0.06％的P、0.001～0.02％的S、0.001～0.1％的Al、0.0001～0.15％的Cu、0.0001～0.005％的B、0.001～0.013％的N、0.001～0.7％的Cr、0.001～0.1％的Ti、0.001～0.05％的Nb、0.001～0.1％的V、余量的Fe及不可避免的杂质；
并且，所述C、Si、Mn、P及Cr的含量满足下述关系式1，所述C、Si、Mn、P及S的含量满足下述关系式2；
[关系式1]
0.001≤0.05-(wt％C)+0.01(wt％Si)+0.01(wt％Mn)-0.06(wt％P)+0.01(wt％Cr)≤0.025
[关系式2]
0.1≤{(wt％C)+(wt％Si)/30+(wt％Mn)/20+(wt％P)×2+(Wt％S)×4}≤0.5
在所述关系式1和关系式2中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述C、N、Ti、Nb及V的含量满足下述关系式3；
[关系式3]
0.03≤[{(mol％Ti)+(mol％Nb)+(mol％V)}/{(mol％C)+(mol％N)}]≤0.8
在所述关系式3中，小括号分别表示相应元素的重量％除以相应元素的原子量的值。
3.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，作为所述冷轧钢板的微细组织，以面积含量计，包含30～55％的铁素体、25～65％的贝氏体及5～20％的马氏体。
4.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板包含TiC及(Ti、Nb)CN析出物，并且，所述TiC及(Ti、Nb)CN析出物的平均大小为20nm以下(0nm除外)。
5.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板包含(Cu、Mn)S夹杂物，并且，所述(Cu、Mn)S夹杂物的平均大小为20nm以下(0nm除外)。
6.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述冷轧钢板的抗张强度为780MPa以上。
7.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述高强度冷轧钢板的制造方法包括以下步骤：
以4.5～7米/分钟的速度用钢水进行连续铸造，从而获得薄板坯，所述钢水以重量％计，包含0.04～0.07％的C、0.01～0.7％的Si、1.5～2.3％的Mn、0.001～0.06％的P、0.001～0.02％的S、0.001～0.1％的Al、0.0001～0.15％的Cu、0.0001～0.005％的B、0.001～0.013％的N、0.001～0.7％的Cr、0.001～0.1％的Ti、0.001～0.05％的Nb、0.001～0.1％的V、余量的Fe及不可避免的杂质，并且，所述C、Si、Mn、P及Cr的含量满足下述关系式1，所述C、Si、Mn、P及S的含量满足下述关系式2；
在200～600米/分钟的范围内对上述薄板坯以匀速进行粗轧及精轧，在进行上述精轧时，于800～880℃下进行热轧，从而获得热轧钢板；
在500～650℃下，卷绕上述热轧钢板；
以40～75％的压下率对上述经过卷绕的热轧钢板进行冷轧，从而获得冷轧钢板；
在780～830℃下，对上述冷轧钢板进行连续退火处理；
以1～10℃/秒的第一段冷却速度对上述经过连续退火处理的冷轧钢板进行第一段冷却，直至达到650～750℃的第一段冷却终止温度；
以5～20℃/秒的第二段冷却速度对上述经过第一段冷却的冷轧钢板进行第二段冷却，直至达到440～560℃的第二段冷却终止温度；
以及在上述第二段冷却终止温度下，对上述经过第二段冷却的冷轧钢板进行过时效处理；
[关系式1]
0.001≤0.05-(wt％C)+0.01(wt％Si)+0.01(wt％Mn)-0.06(wt％P)+0.01(wt％Cr)≤0.025
[关系式2]
0.1≤{(wt％C)+(wt％Si)/30+(wt％Mn)/20+(wt％P)×2+(Wt％S)×4}≤0.5
在所述关系式1和关系式2中，小括号分别表示相应元素的重量％值。
8.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述薄板坯具有30～150mm的厚度。
9.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述粗轧时，薄板坯的开轧温度为1000～1200℃。
10.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述粗轧时，累积压下率为60～90％。
11.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，还包括以下步骤，在进行所述卷绕后，对所述热轧钢板进行酸洗处理。
12.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，所述第二段冷却终止温度为450～530℃。
13.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，在进行所述过时效处理时，过时效处理时间为1～5分钟。
CN201510998408.7A 2014-12-26 2015-12-25 薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN105734438B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020140190211A KR101657847B1 (ko) 2014-12-26 2014-12-26 박슬라브 표면 품질, 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR10-2014-0190211 2014-12-26

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105734438A true CN105734438A (zh) 2016-07-06
CN105734438B CN105734438B (zh) 2018-06-29

Family

ID=56296104

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201510998408.7A Expired - Fee Related CN105734438B (zh) 2014-12-26 2015-12-25 薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法

Country Status (2)

Country Link
KR (1) KR101657847B1 (zh)
CN (1) CN105734438B (zh)

Families Citing this family (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102075222B1 (ko) * 2017-12-26 2020-02-07 주식회사 포스코 재질편차가 적고, 신장플랜지성 및 실수율이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP2023509374A (ja) * 2019-12-18 2023-03-08 アルセロールミタル 冷間圧延焼鈍鋼板及び製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341521A (zh) * 2009-05-27 2012-02-01 新日本制铁株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
KR20120074705A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103562428A (zh) * 2011-05-25 2014-02-05 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4265152B2 (ja) 2002-06-14 2009-05-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP3764411B2 (ja) 2002-08-20 2006-04-05 株式会社神戸製鋼所 焼付硬化性に優れた複合組織鋼板
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102341521A (zh) * 2009-05-27 2012-02-01 新日本制铁株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
KR20120074705A (ko) * 2010-12-28 2012-07-06 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 용접구조용 강재 및 그 제조방법
CN103492599A (zh) * 2011-04-21 2014-01-01 新日铁住金株式会社 均匀拉伸性和扩孔性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103562428A (zh) * 2011-05-25 2014-02-05 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
KR101657847B1 (ko) 2016-09-20
KR20160082362A (ko) 2016-07-08
CN105734438B (zh) 2018-06-29

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN101263239B (zh) 生产具有优异延展性的高强度钢板的方法和由此生产的板材
US7794552B2 (en) Method of producing austenitic iron/carbon/manganese steel sheets having very high strength and elongation characteristics and excellent homogeneity
CN102216474B (zh) 磷含量提高的锰钢带及其制备方法
CN109415790B (zh) 强度和成型性优异的复合钢板及其制造方法
JP4644076B2 (ja) 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4837426B2 (ja) バーリング加工性に優れた高ヤング率薄鋼板及びその製造方法
CN102046827A (zh) 非常高强度的冷轧双相钢片材的制造方法和这样生产的片材
CN105734412B (zh) 材质偏差小且成型性及耐蚀性优异的热压成型用热轧钢板及利用其的成型品及其制造方法
CN104350169A (zh) 低密度热轧钢或冷轧钢及其制造方法和用途
WO2005028693A1 (ja) 加工用熱延鋼板およびその製造方法
EP3521474B1 (en) High-strength coated steel sheet and method for manufacturing the same
JP4644075B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
US11111570B2 (en) Ferritic stainless steel sheet, hot coil, and automobile exhaust flange member
KR20150119363A (ko) 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
CN107326276B (zh) 一种抗拉强度500～600MPa级热轧高强轻质双相钢及其制造方法
EP3556890B1 (en) High-strength steel plate having excellent burring workability in low temperature range and manufacturing method therefor
KR20220073804A (ko) 페라이트계 스테인리스 강판 및 그 제조 방법 그리고 페라이트계 스테인리스 부재
JP4116901B2 (ja) バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
EP3591083B1 (en) Ferritic stainless steel sheet, hot coil, and flange member for motor vehicle exhaust system
JP6036645B2 (ja) 低温靭性に優れたフェライト−マルテンサイト２相ステンレス鋼およびその製造方法
KR20220105650A (ko) 냉간 성형 가능한 고강도 강철 스트립의 제조 방법 및 강철 스트립
CN111511949B (zh) 膨胀性优异的热轧钢板及其制造方法
CN105734438A (zh) 薄板坯表面品质、焊接性及弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105734450B (zh) 薄板坯表面品质优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN114080463A (zh) 高强度钢板及其制造方法

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

Granted publication date: 20180629

Termination date: 20201225

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