CN110832101B - 材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种拉伸强度为800MPa级的超高强度热轧钢板及其制造方法，通过在连铸‑轧制直连工艺中利用无头轧制模式，具有优异的表面品质、加工性和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差明显减小。

Description

材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造 方法
技术领域
本发明涉及一种通过在连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板及其制造方法。
背景技术
汽车产业占据钢铁需求的绝大部分，随着全世界对车体和乘客的碰撞稳定性和CO2环境法规等强烈要求，需要实现车体超高强度化和超轻量化，因此正在积极研发780MPa级以上的超高强度钢板。
通常，汽车中需要制成复杂形状的部分主要使用冷轧钢板，而车体的加强材料或车轮(Wheel)、底盘(Chassis)等结构部件主要使用热轧钢板。
热轧钢板的加工性分为弯曲性、拉伸性(stretchability)及延伸凸缘性等，盘体(Disk)、下臂(Lower Arm)等汽车底盘部件和汽车车轮(Wheel)所要求的性能是延伸凸缘性。
已知以扩孔性评价的延伸凸缘性与钢板的微细组织相关。但是，近来通用的析出硬化型热轧钢板而言，随着强度的增加延伸率和延伸凸缘性会下降，难以应用于汽车底盘等部件上。为了解决这些问题，研发出了一种通过形成由等轴状铁素体或针状铁素体和贝氏体组成的复合组织来确保延伸凸缘性和延性的方案。
然而，为了获得充分的贝氏体组织，通常需要在350℃～550℃的温度下实施卷取，但是在所述温度范围下传热系数发生剧变，卷取作业时温度命中率会降低，难以控制微细组织。尤其，在传统热轧机中制造高强度复合组织钢的情况下，通常最终精轧的速度为500mpm以上非常快，因此难以将卷取温度控制成一定的温度350℃～550℃，从而难以稳定地获得贝氏体和贝氏体铁素体组织。
进一步地，为了在传统热轧机中使精轧温度保持一定，必然会加快轧制速度，因此在尾部(Tail)的宽度和长度方向上的材质偏差较大。此外，在传统热轧机的情况下，由于轧制板断裂和板通过性等问题，难以生产出厚度为2.8mm或更小的薄板材料，而且通常是在Ar3(铁素体转变开始温度)+(80～100℃)的附近进行精轧，所以晶粒尺寸粗大，冷却时必须实施多级冷却(一般为三级)，由于复杂的冷却模式(Pattern)，难以将卷取温度控制成一定温度。
另一方面，最近引起关注的新的钢铁制造工艺，即所谓利用薄板坯的制造工艺(短流程工艺)，其工艺特点上在带钢(Strip)的宽度和长度方向的温度偏差较小，因此具有可生产出材质偏差良好的相变钢的潜在能力。
对传统短流程工艺中利用间歇(Batch)模式制造DP(双相)钢、TRIP(相变诱导塑性钢)钢的方法进行过研究，但是最终钢板厚度被限制在3.0mm。这是因为，传统短流程工艺中采用将条板(Bar Plate)卷绕在带卷箱(Coil Box)后再开卷的间歇方式，每次生产一个钢板都需要这样的过程，因此精轧时带钢(Strip)的直线移动性和板通过性差，板断裂的风险非常高，难以生产出厚度为3.0mm或更小的热轧卷板(Coil)。
因此，亟需开发出一种拉伸强度、延伸率和延伸凸缘性等优异的薄型(厚度为2.8mm或更小)超高强度钢板及其制造方法，不仅可以克服上述问题，而且可以顺应逐步提高的高强度以及轻量化的要求。
在先技术文献
(非专利文献1)J.-P.Kong，Science and Technology of Welding and Joining，Vol.21，No.1，2016
发明内容
技术问题
本发明一方面旨在提供一种拉伸强度为800MPa级的超高强度热轧钢板及其制造方法，通过在连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式，具有优异的表面品质、加工性和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向材质偏差明显减小。
另一方面，本发明所要解决的问题并不局限于上述的内容。本发明所要解决的问题可以通过本说明书的整个内容来理解，对于本发明所属技术领域的普通技术人员来说，理解本发明的附加问题没有任何困难。
技术方案
本发明一方面涉及一种材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，以重量％计，所述钢板包含C：0.03％～0.08％、Mn：1.6％～2.6％、Si：0.1％～0.6％、P：0.005％～0.03％、S：0.01％或更少、Al：0.05％或更少、Cr：0.4％～2.0％、Ti：0.01％～0.1％、Nb：0.005％～0.1％、B：0.0005％～0.005％、N：0.001％～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含两者之和为30％～70％的铁素体和贝氏体铁素体、25％～65％的贝氏体及5％或更少的马氏体。
此外，本发明另一方面涉及一种材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，所述制造方法包含：
将钢水连铸成厚度为60mm～120mm的薄板坯，以重量％计，所述钢水包含C：0.03％～0.08％、Mn：1.6％～2.6％、Si：0.1％～0.6％、P：0.005％～0.03％、S：0.01％或更少、Al：0.05％或更少、Cr：0.4％～2.0％、Ti：0.01％～0.1％、Nb：0.005％～0.1％、B：0.0005％～0.005％、N：0.001％～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质；
向所述薄板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；
对所述清除氧化皮的薄板坯进行粗轧，以获得条板；
向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；
在(Ar3-20℃)～(Ar3+60℃)的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板；以及
将所述热轧钢板风冷2秒～8秒后，以80℃/秒～250℃/秒进行冷却并在(Bs-200℃)～(Bs+50℃)的温度范围下进行卷取，
所述各步骤是连续实施。
附带说明，上述的技术方案并没有列举出本发明的全部特征。下面参照具体实施例进一步详细说明本发明的各特征及其优点和效果。
发明效果
根据本发明，可以提供拉伸强度为800MPa级的超高强度热轧钢板及其制造方法，通过在连铸-轧制直连工艺利用无头轧制模式，不仅具有优异的表面品质、加工性和焊接性，还使得钢板的宽度和长度方向上的材质偏差明显减小，而且成品率优异，厚度为2.8mm或更小。
因此，有别于只能生产热轧厚钢板(厚度大于3.0mm)的传统热轧机和短流程间歇工艺，可以省略传统热轧机中的再加热工艺，从而可以节省能源以及改善生产率。
此外，通过采用薄板坯连铸法，可以使用电炉中废铁等废金属熔化而形成的钢水，从而可以提高资源的再利用率。
附图说明
图1是发明例2的宽度方向材质特性的分布图。
图2是现有例1的宽度方向材质特性的分布图。
图3是拍摄发明例2的PO材料带钢表面的图片。
图4是拍摄现有例1的PO材料带钢表面的图片。
图5是用扫描显微镜(SEM)拍摄发明例2的微细组织的图片。
图6是用透射电子显微镜(TEM)拍摄发明例2的析出物的图片。
图7是用透射电子显微镜(TEM)拍摄比较例12的析出物的图片。
图8是针对连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式的工艺的模式图。
具体实施方式
在下文中，将描述本发明的优选实施方式。然而，本发明的实施方式可以变形为其他各种形式，本发明的范围不限于下述的实施方式。另外，下面提供本发明的实施方式的目的在于，向本领域的普通技术人员更完整地描述本发明。
本发明人发现，在传统热轧机工艺中，为了均匀地确保一个带钢中长度方向的精轧，需要加快尾部轧制速度以及实施多级冷却等，因此宽度和长度方向的材质偏差较大，由于精轧时轧制板断裂和板通过性等问题，难以生产出薄型热轧钢板，而且传统短流程间歇工艺很难生产出薄型(厚度为3.0mm或更小)热轧钢板，还会出现边缘缺陷和表面品质下降等问题，为了解决这些问题进行了深入研究。
结果发现，通过精确控制合金组分和制造工艺，可以制造出拉伸强度为800MPa级的超高强度热轧钢板，通过在连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式，不仅具有优异的表面品质、加工性和焊接性，同时使得钢板的宽度和长度方向的材质偏差明显减小，厚度为2.8mm或更小，由此完成了本发明。
在下文中，将详细描述根据本发明的一个方面的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板。
根据本发明的一个方面的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，以重量％计，所述钢板包含C：0.03％～0.08％、Mn：1.6％～2.6％、Si：0.1％～0.6％、P：0.005％～0.03％、S：0.01％或更少、Al：0.05％或更少、Cr：0.4％～2.0％、Ti：0.01％～0.1％、Nb：0.005％～0.1％、B：0.0005％～0.005％、N：0.001％～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含两者之和为30％～70％的铁素体和贝氏体铁素体、25％～65％的贝氏体及5％或更少的马氏体。
首先，对本发明的合金组分进行详细描述。在没有特别提及的情况下，下面各元素含量的单位为重量％。
C：0.03％～0.08％
碳(C)是相变钢中为了确保强度而加入的重要元素。如果C含量少于0.03％，则可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果C含量多于0.08％，则钢水凝固时会发生亚包晶反应(L+δ-铁素体→奥氏体)，从而形成厚度不均的凝固晶胞，将会导致钢水泄漏而造成操作事故。因此，C含量优选为0.03％～0.08％。所述C含量进一步优选为0.035％～0.075％，更优选为0.04％～0.07％。
Mn：1.6％～2.6％
锰(Mn)是在钢材中能够发挥固溶强化作用的元素。如果Mn含量少于1.6％，则可能难以确保本发明的目标强度。另一方面，如果Mn含量多于2.6％，则不仅很难确保目标延伸率，而且焊接性、热轧延性等会变差。此外，如果Mn含量太多，则凝固附近的温度下减少δ-铁素体(Delta-ferrite)区域，在低碳区域也会发生亚包晶反应，高速连铸时形成厚度不均匀的凝固晶胞，将会导致钢水泄漏而造成操作事故。因此，Mn含量优选为1.6％～2.6％。所述Mn含量进一步优选为1.65％～2.55％，更优选为1.8％～2.5％。
Si：0.1％～0.6％
硅(Si)是可确保钢板延性的有用元素。它也是促进铁素体形成以及促进C集中到未转变的奥氏体中而促进马氏体形成的元素。如果Si含量少于0.1％，则难以充分确保上述的效果。另一方面，如果Si含量多于0.6％，则钢板表面上产生红色氧化皮，在酸洗后钢板表面上会留下痕迹，从而降低表面品质。因此，Si含量优选为0.1％～0.6％。所述Si含量进一步优选为0.1％～0.5％，更优选为0.1％～0.3％。
P：0.005％～0.03％
磷(P)是增加钢板强度的元素。如果P含量少于0.005％，则难以确保其效果。另一方面，如果P含量多于0.03％，则在晶界和/或相和相之间的晶界处偏析，将会导致产生脆性。因此，P的含量优选限制为0.005％～0.03％。所述P含量进一步优选为0.0055％～0.020％，更优选为0.006％～0.015％。
S：0.01％或更少
硫(S)作为杂质在钢中形成MnS非金属夹杂物，并且在连铸凝固过程中偏析，将会导致高温裂纹。因此，S含量应控制成尽可能低，优选控制为0.01％或更少。
Al：0.05％或更少
铝(Al)集中到钢板的表面会降低镀覆性，另一方面抑制形成碳化物而增加钢的延性。另外，对于薄板坯而言，可以省略传统热轧机中的再加热工艺，从而可以节省能源以及改善生产率，但是铸坯表面被强力冷却会导致铸坯表面或边缘温度下降。因此，AlN过量析出，高温延性下降，可能会导致铸坯和/或条板(Bar plate)的边缘品质变差。因此，在本发明中，Al含量应控制成尽可能低，优选控制为0.05％或更少。
Cr：0.4％～2.0％
铬(Cr)是提高可硬化性以及提高钢强度的元素。如果Cr含量少于0.4％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Cr含量大于2.0％，则存在钢板的延性下降的问题。因此，Cr含量优选为0.4％～2.0％。所述Cr含量进一步优选为0.5％～1.8％，更优选为0.6％～1.6％。
Ti：0.01％～0.1％
钛(Ti)作为析出物和氮化物形成元素是增加钢强度的元素。如果Ti含量少于0.01％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Ti含量多于0.1％，则可能导致制造成本上升以及降低铁素体的延性。因此，所述Ti含量优选为0.01％～0.1％。所述Ti含量进一步优选为0.02％～0.08％，更优选为0.03％～0.06％。
Nb：0.005％～0.1％
铌(Nb)是对钢板的强度提升以及晶粒细化有效的元素。如果Nb含量少于0.005％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Nb含量多于0.1％，则可能导致制造成本上升、铁素体的延性下降以及板坯/条板的边缘裂纹。因此，所述Nb含量优选为0.005％～0.1％。所述Nb含量进一步优选为0.010％～0.08％，更优选为0.015％～0.06％。
B：0.0005％～0.005％
硼(B)是延迟冷却过程中奥氏体转变成珠光体的元素。如果B含量少于0.0005％，则上述的效果不充分，而如果B含量多于0.005％，则可硬化性增加，可能会造成加工性变差。因此，所述B含量优选为0.0005～0.0050％。所述B含量进一步优选为0.0010％～0.0040％，更优选为0.0015％～0.0035％。
N：0.001％～0.01％
氮(N)是奥氏体稳定化和氮化物形成元素。如果N含量少于0.001％，则上述的效果不充分。另一方面，如果N含量多于0.01％，就会与析出物形成元素反应而增加析出强化效果，但是有可能造成延性急剧下降。因此，N含量优选0.001％～0.01％。所述N含量进一步优选为0.002％～0.009％，更优选为0.003～0.008％。
本发明的余量成分是铁(Fe)。但是，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。这些杂质是常规制造过程的任何技术人员都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。
此时，根据N含量优选将Ti、Nb和B的含量精确地控制成满足下述式1至式3，使得所述Ti、Nb和B不仅满足上述的各数值范围，还确保高强度，同时提高表面和边缘品质。在下述式1至式3中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
Ti、Nb和B是对提高强度有用的元素。如果Nb和B的析出物形成太多，则高温延性会下降。在传统热轧机中，将厚度为200mm～250mm的板坯在温度为1000℃～1200℃的炉(furance)中长时间再加热，因此板坯边缘温度较高，高温延性问题不大，但是如本发明在连铸-轧制直连工艺中高速连铸薄板坯时，由于板坯和/或条板的表面和/或边缘温度低，析出物过量析出，高温延性会下降，有可能对表面和/或边缘品质产生不良影响，因此需要更精确地进行控制。
式1：3.4N≤Ti≤3.4N+0.05
钛(Ti)作为析出物和氮化物形成元素是增加钢强度的元素。此外，Ti也是通过在凝固温度附近形成TiN而除去固溶的N减少Nb(C，N)、AlN和BN等析出物量以避免高温延性下降并降低边缘裂纹产生敏感性的元素。因此，Ti是对解决薄板坯高速连铸过程中产生的表面和/或边缘品质问题以及确保强度非常有用的元素，所以需要精确地进行控制。
如果Ti含量少于3.4N％，则上述的效果不充分。另一方面，如果Ti含量多于3.4N+0.05％，则可能导致制造成本上升以及铁素体的延性下降。
式2：6.6N-0.02≤Nb≤6.6N
铌(Nb)是对钢板的强度提升以及晶粒细化有效的元素。如果Nb含量少于6.6N-0.02％，就很难确保如上所述的效果，而如果Nb含量多于6.6N％，则NbC，Nb(C，N)、(Nb，Ti)(C，N)等析出物过量析出，高温延性下降，因此铸坯和/或条板的边缘品质会变差，还可能降低铁素体延性。
式3：0.8N-0.0035≤B≤0.8N
硼(B)是退火冷却过程中延迟奥氏体转变成珠光体的元素。如果B含量少于0.8N-0.0035％，则上述的效果不充分，而如果B含量多于0.8N％，则可硬化性大大增加，有可能造成加工性变差，而且BN等析出物过量析出，高温延性下降，因此铸坯和/或条板的边缘品质会变差。
在这种情况下，除了上述的合金元素之外，作为残余元素(tramp element)可包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其含量总和可为0.2重量％或更少。残余元素是来自炼钢工艺中用作原料的废金属的杂质元素，如果其总和多于0.2％，则可能造成薄板坯的表面裂纹以及热轧钢板的表面品质下降。
另外，不仅满足上述的合金组分，而且由下述式4表示的Ceq(碳当量)可为0.14～0.24。所述Ceq进一步优选可为0.15～0.23，更优选可为0.16～0.22。
式4：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
在所述式4中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
所述式4是用于确保钢板的焊接性的成分关系式，在本发明中，通过将所述Ceq值控制为0.14～0.24，可以确保优异的点焊性，并且可对焊接部分赋予优异的机械性能。
如果Ceq小于0.14，则可硬化性低，难以确保目标拉伸强度。另一方面，如果Ceq大于0.24，则焊接性下降，焊接部分的性能会变差。
另外，由下述式5表示的ELC(Expulsion Limit Current，飞溅极限电流)可为8kA或更大。
式5：ELC(kA)＝9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Cr
在所述式5中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
所述式5是公开在非专利文献1中的用于确保钢板的电阻点焊性的成分关系式，是指产生飞溅(Expulsion)的上限电流，当产生飞溅时，焊接部分中会产生气孔和裂纹(Crack)，可能会降低焊接部分的强度。因此，电阻点焊中的ELC是相当重要的指标之一。ELC越高表示电阻点焊性越优异。
通过将所述ELC值控制为8kA或更大，可以确保优异的电阻点焊性。通常，ELC根据材料的厚度、表面粗糙度、镀覆与否以及焊接条件等不同。因此，所述评价标准以欧洲多数汽车公司采用的ISO18278-2的焊接条件作为依据。如果ELC小于8kA，则可焊接的适宜焊接区变窄，不仅很难适用于生产第一线，而且容易产生飞溅，将会很难确保优异的焊接部分机械性能。因此，优选加入最佳合金成分，使得所述ELC值为8kA或更大。
下面详细描述根据本发明的热轧钢板的微细组织。
以面积分数计，根据本发明的热轧钢板的微细组织包含两者之和为30％～70％的铁素体和贝氏体铁素体、25％～65％的贝氏体及5％或更少的马氏体。
如果铁素体和贝氏体铁素体之和少于30％，则可能难以确保延伸率和加工性，而如果多于70％，则难以确保高强度。此外，如果贝氏体少于25％，则难以确保高强度，而如果多于65％，则可能难以确保延伸率和加工性。另外，如果马氏体多于5％，则强度变得过高，有可能很难确保延性和加工性。
在这种情况下，所述铁素体和贝氏体铁素体的平均短轴长度可为1μm～5μm。进一步优选地，所述铁素体和贝氏体铁素体的平均短轴长度可为1.5μm～4.0μm。
通过确保具有微细晶粒的两个组织，同时确保强度和加工性，如果所述平均短轴长度大于5μm，则可能难以确保目标强度和加工性。因此，所述平均短轴长度优选为5μm或更小，进一步优选可为4μm或更小，更优选可为3μm或更小。
如果所述平均短轴长度小于1μm，则有利于提高强度和加工性，但是为了控制成小于1μm，需要进一步加入析出物和氮化物形成元素Ti和昂贵的Nb、V、Mo等，因此制造成本会上升，而且由于过量的析出物导致高温延性下降，板坯和/或条板的边缘品质会变差。
另一方面，本发明的热轧钢板包含(Ti，Nb)(C，N)析出物，其数量为5个～100个/μm2，进一步优选为10个～80个/μm2，所述(Ti，Nb)(C，N)析出物以等效圆直径测定的平均尺寸可为50nm或更小。
(Ti，Nb)(C，N)析出物是指TiC、NbC、TiN、NbN和它们的复合析出物。
如果所述析出物的尺寸大于50nm，则可能难以有效地确保强度。此外，如果析出物的数量少于5个/μm2，则可能难以确保目标强度。另一方面，如果析出物的数量多于100个/μm2，则随着强度上升延伸率和扩孔性等变差，加工时会产生裂纹。
进一步地，本发明的热轧钢板的厚度可为2.8mm或更小。在传统热轧机和短流程间歇模式中，由于轧制板断裂和板通过性等问题，难以生产出薄型材料，但是根据本发明中给出的制造方法制造热轧钢板时，可以稳定地生产出厚度为2.8mm或更小的热轧钢板。进一步优选地，热轧钢板的厚度可为2.0mm或更小。更优选地，所述热轧钢板的厚度可为1.6mm或更小。
此外，对于本发明的热轧钢板，拉伸强度的材质偏差为20MPa或更小，光泽度为10％或更小，材质偏差较小，可具有优异的表面品质。
另外，拉伸强度(TS)为800MPa或更大，延伸率(EL)为15％或更大，弯曲加工性R/t比为0.25下不会产生裂纹，扩孔率可为50％或更大。
下面详细描述根据本发明的另一个方面的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法。
根据本发明的另一个方面的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，所述制造方法包含：将满足上述合金组分的钢水连铸成厚度为60mm～120mm的薄板坯；向所述薄板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；对所述清除氧化皮的薄板坯进行粗轧，以获得条板；向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；在(Ar3-20℃)～(Ar3+60℃)的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板；将所述热轧钢板风冷2秒～8秒后，以80℃/秒～250℃/秒进行冷却并在(Bs-200℃)～(Bs+50℃)的温度范围下进行卷取，所述各步骤是连续实施。
连续实施所述各步骤是指连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式。
最近引起关注的新的钢铁制造工艺，即所谓利用薄板坯的制造工艺(短流程工艺)是连铸-轧制直连工艺，其工艺特点上在带钢的宽度和长度方向的温度偏差较小，因此具有可生产出材质偏差良好的相变钢的潜在能力。
这种连铸-轧制直连工艺中存在传统的间歇模式和新开发的无头轧制模式。
对于间歇模式，为了补偿连铸速度与轧制速度之差，在进入精轧机前，在带卷箱进行卷取，然后实施精轧，因此可能会出现氧化皮剥离性下降、表面品质下降、生产厚度为3.0mm或更小的钢板时板断裂等问题。
对于无头轧制模式，与间歇模式不同，不存在精轧前卷取的工艺，虽然可以解决间歇模式的问题，但是需要更精确的控制，以补偿连铸速度与轧制速度之差。
图8示出了连铸-轧制直连工艺中利用无头轧制模式的工艺实例。连铸机100中制造厚度为50mm～150mm的薄板坯a，粗轧机400和精轧机600之间没有带卷箱，可以连续轧制钢板，进而板通过性良好，板断裂的风险非常低，因此可以生产出厚度为3.0mm或更小的薄板。由于粗轧机400前设有粗轧氧化皮清除器300(Roughing Mill Scale Breaker，RSB)以及精轧机600前设有精轧氧化皮清除器500(Finishing Mill Scale Breaker，FSB)，容易清除表面氧化皮，在后续工艺中对热轧钢板进行酸洗时，可以生产出表面品质优异的PO(Pickled&Oiled)材料。此外，在精轧步骤中，一个钢板中的头部和尾部的轧制速度差为10％或更小，可以进行等温等速轧制，钢板宽度和长度方向温度偏差明显低，进而在输出辊道700(Run Out Table，ROT)上能够精确地控制冷却，可以生产出材质偏差良好的钢板。
下面按照各步骤进行详细描述。
连铸步骤
将具有上述合金组分的钢水连铸成厚度为60mm～120mm的薄板坯。
如果所述薄板坯的厚度大于120mm，则不仅难以高速铸造，而且粗轧时轧制负荷会增加。如果所述薄板坯的厚度小于60mm，则铸坯的温度会急剧下降，难以形成均匀的组织。为了解决这些问题，可以额外安装加热设备，但是这样会增加生产成本，优选尽量避免安装额外设备。因此，薄板坯的厚度限制为60mm～120mm。所述薄板坯的厚度进一步优选为70mm～110mm，更优选为80mm～100mm。
此时，所述连铸的铸速可为4mpm～8mpm。
将铸速设定为大于4mpm的理由是因为高速铸造和轧制过程连在一起，需要一定程度以上的铸速，以确保目标轧制温度。另外，如果铸速慢，则存在从铸坯开始产生偏析的风险，当产生这样的偏析时，不仅难以确保强度和加工性，而且在宽度方向或长度方向上产生材质偏差的风险变大。当铸速超过8mpm时，由于钢水液面的不稳定性，可能会降低操作成功率。所述铸速进一步优选为4.2mpm～7.2mpm，更优选为4.5mpm～6.5mpm。
薄板坯氧化皮清除步骤
向所述加热的薄板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮。例如，通过从粗轧氧化皮清除器(Roughing Mill Scale Breaker，以下称为“RSB”)喷嘴以50bar～350bar的压力喷射50℃或更低的冷却水来清除氧化皮，使得表面氧化皮厚度变成300μm或更小。如果所述压力小于50bar，则板坯表面上会大量残留波浪形氧化皮等，酸洗后表面品质会变差。另一方面，如果所述压力大于350bar，则条板边缘温度急剧下降，可能会产生边缘裂纹。所述冷却水喷射压力进一步优选为100bar～300bar，更优选为150bar～250bar。
粗轧步骤
对所述清除氧化皮的薄板坯进行粗轧，以获得条板。例如，将连铸的薄板坯在由2个～5个机架(stand)组成的粗轧机中进行粗轧。
此时，对于所述粗轧，在粗轧机入口侧薄板坯的表面温度可为900℃～1200℃，粗轧出口侧条板边缘部温度可为800℃～1100℃。
如果薄板坯的表面温度低于900℃，则可能造成粗轧负荷增加以及粗轧过程中在条板边缘部产生裂纹，此时有可能造成热轧钢板的边缘部缺陷。如果板坯表面温度高于1200℃，则可能出现热轧氧化皮(scale)残留导致的热轧表面品质下降等问题。不仅如此，由于铸坯内部温度过高，可能会出现未凝固，粗轧前铸坯鼓起可能要停止铸造。此外，由于产生鼓肚(Bulging)现象，将会出现剧烈的MLH(Mold Level Hunting，结晶器液面波动)，进而铸速降低，可能难以高速铸造。换句话说，结晶器(Mold)内钢水剧烈颤动，有可能难以高速铸造，为了使连铸操作瞬间稳定，需要降低铸速，但是这样会无法确保表面品质和强度，可能难以实施无头轧制。所述粗轧出口侧条板边缘部温度进一步优选为820℃～1080℃，更优选为850℃～1050℃。
如果所述粗轧出口侧条板(Bar plate)边缘部温度低于800℃，就会大量生成NbC、Nb(C，N)、(Nb，Ti)(C，N)、AlN及BN等析出物，高温延性下降，因此边缘裂纹产生敏感性变得非常高。另一方面，如果边缘部温度高于1100℃，则薄板坯中心部温度变得过高，将会产生大量波浪形氧化皮，酸洗后表面品质会变差。
条板氧化皮清除步骤
向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮。例如，在对条板进行精轧之前，通过从精轧氧化皮清除器(Finishing Mill Scale Breaker，以下称为“FSB”)喷嘴以50bar～350bar的压力喷射50℃或更低的冷却水来清除氧化皮，可将表面氧化皮清除成厚度为30μm或更小。如果所述压力小于50bar，则氧化皮不会充分清除，精轧后钢板表面上会生成大量的纺锥形、鱼鳞形氧化皮，进而酸洗后表面品质会变差。另一方面，如果所述压力大于350bar，则精轧温度变得过低，无法获得有效的奥氏体分数，难以确保目标拉伸强度。所述冷却水喷射压力进一步优选为100bar～300bar，更优选为150bar～250bar。
精轧步骤
在(Ar3-20℃)～(Ar3+60℃)的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板。例如，在由3个至6个机架组成的精轧机中进行精轧。另一方面，对于传统热轧机工艺，在精轧温度为Ar3附近进行轧制时，存在板通过性问题，但是在根据本发明的连铸-轧制直连工艺中，由于其工艺特点上以等温和等速进行轧制，不存在板通过性等操作上的问题，因此可实现Ar3温度附近的低温轧制，从而可以获得更微细的晶粒。
如果所述精轧温度低于Ar3-20℃，则热轧时轧辊的负荷大大增加，进而能耗增加以及作业速度变慢，无法确保充分的奥氏体分数，从而不能确保目标微细组织和材质。另一方面，如果精轧温度高于Ar3+60℃，则晶粒变得粗大，无法获得高强度，并且需要进一步加快冷却速度，以获得充分的贝氏体、马氏体组织。
此时，对于所述精轧，板通过速度可为200mpm～600mpm，并且可使热轧钢板的厚度达到2.8mm或更小。如果所述精轧速度大于600mpm，则可能发生板断裂等操作事故，并且等温等速轧制困难，从而无法确保均匀的温度，可能会产生材质偏差。另一方面，如果精轧速度小于200mpm，则由于精轧速度太慢，有可能难以确保精轧温度。所述板通过速度进一步优选为250mpm～550mpm，更优选为300mpm～500mpm。进一步优选地，可使所述热轧钢板的厚度达到2.0mm或更小。更优选地，可使所述热轧钢板的厚度达到1.6mm或更小。
冷却和卷取步骤
将所述热轧钢板风冷2秒～8秒后，以80℃/秒～250℃/秒进行冷却并在(Bs-200℃)～(Bs+50℃)的温度范围进行卷取。Bs是贝氏体转变开始温度。
如果风冷时间少于2秒，则残留奥氏体的C不够集中，用于使铁素体转变的时间不足，进而延伸率下降的风险增大，而如果多于8秒，则由于铁素体的过量转变，不仅难以确保目标拉伸强度，还需要加长设备长度或者生产率会下降。
在这种情况下，实施所述风冷，使得奥氏体分数达到60％～90％，铁素体分数达到10％～40％。这是因为，在冷却所述热轧钢板之前，如果奥氏体分数小于60％，则冷却后很难获得充分的贝氏体组织，而如果奥氏体分数大于90％，则硬质组织马氏体转变增加，从而难以确保延性。
另外，如果所述冷却速度小于80℃/秒，就会促进铁素体转变，并形成渗碳体，难以获得所需的材质。另一方面，如果冷却速度大于250℃/秒，就会促进马氏体转变，无法充分获得目标贝氏体组织，加工性会变差。
此外，如果所述卷取温度低于Bs-200℃，就会促进马氏体转变，强度变得太强，难以确保延伸率，而如果卷取温度高于Bs+50℃，就难以获得充分的贝氏体组织，晶粒尺寸变得粗大，加工性会变差。
另一方面，所述制造方法还可包含：对所述卷取后的热轧钢板进行酸洗处理，以获得PO(酸洗涂油)材料。
在本发明中，由于薄板坯和条板的氧化皮清除步骤中充分清除了氧化皮，通过常规的酸洗处理也能获得表面品质优异的PO材料。因此，本发明中能使用的酸洗处理只要是热轧酸洗工艺中常用的处理方法即可，对此没有特别限制。
在下文中，将参考实施例更详细地描述本发明。然而，需要注意的是，下述实施例只是用于更详细地描述本发明，并不是用于限制本发明的权利范围。本发明的权利范围取决于权利要求书的内容以及由此合理导出的内容。
(实施例)
准备具有下表1所示组分的钢水。
对于发明例1、2和比较例1～20，连铸成厚度为90mm的薄板坯后，适用下表3所示的制造条件在连铸-轧制直连工艺通过无头轧制模式制成厚度为1.9mm的热轧钢板。
对于现有例1，在传统热轧机中，铸造成厚度为250mm的板坯后，适用下表3所示的制造条件制成厚度为3.1mm的热轧钢板。下表3的多级冷却表示，在精轧之后，以200℃/秒的冷却速度冷却至700℃，再以150℃/秒的冷却速度冷却至卷取温度。
表3中的卷取温度偏差是带钢的长度方向上测定的卷取温度值中最大值减去最小值的值。
对制成的热轧钢板进行酸洗处理得到PO材料后，对微细组织、拉伸强度(TS)、延伸率(EL)、拉伸强度的材质偏差(ΔTS)、弯曲加工性(R/t比为0.25、0.50)、扩孔率(HoleExpansion Ratio，HER)、边缘裂纹产生与否及表面品质进行评价并记载于下表4中。
铁素体和贝氏体铁素体之和(F+BF)、贝氏体(B)及马氏体(M)的面积分数是用扫描电子显微镜(SEM，Scanning Electron Microscope)以5000倍的倍率随机(Random)拍摄10处后利用Image-Plus Pro软件测定面积率的平均值，如表4所示。
铁素体(F)和贝氏体铁素体(BF)的短轴尺寸是用SEM以3000倍的倍率随机拍摄10处后利用Image-Plus Pro软件测定短轴尺寸的平均值，如表4所示。
拉伸强度和扩孔率(延伸凸缘性)是使用在宽度w/4处沿轧制垂直方向取得的JIS5号试样测定的值，材质偏差是卷板的长度和宽度方向上测定的拉伸强度值中最大值减去最小值的值。扩孔率是将冲出直径为10.8mm的孔后用椎体推顶扩孔至圆周部分产生裂纹前的孔径以起始直径(10.8mm)的百分比来计算的值。扩孔率偏差是卷板的宽度方向上测定的扩孔率值中最大值减去最小值的值。
对于边缘裂纹产生与否，在条板和卷板中间检查中通过目视第一次确认后，再利用表面缺陷检测器SDD(Surface Defect Detector)装置进行第二次确认。
PO材料表面品质的评价标准如下。光泽度是用数值表示的PO材料钢板表面的光泽程度，是利用Rhopoint IQTM装置测定的。
○：光泽度宽度方向平均偏差为10％或更小
△：光泽度宽度方向平均偏差为10％～20％
X：光泽度宽度方向平均偏差大于20％
另一方面，将可用作电阻点焊中焊接性指标的飞溅极限电流(ELC，ExpulsionLimit Current)利用式5进行计算后记载于表4中。飞溅极限电流值越高表示电阻点焊性越优异。
【表1】
Figure GDA0002354681480000211
【表2】
Figure GDA0002354681480000212
上表2是对各钢种算出下述式1至式3的下限和上限、下述式4的值后记载的表格。在下述式1至式4中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
式1：3.4N≤Ti≤3.4N+0.05
式2：6.6N-0.02≤Nb≤6.6N
式3：0.8N-0.0035≤B≤0.8N
式4：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
【表3】
Figure GDA0002354681480000221
在上表3中，RSB(Roughing Mill Scale Breaker，粗轧氧化皮清除器)是粗轧前的冷却水喷射压力，FSB(Finishing Mill Scale Breaker，精轧氧化皮清除器)是粗轧后的冷却水喷射压力。另外，在上表3中，Ar3表示铁素体转变开始温度，Bs表示贝氏体转变开始温度，Ms表示马氏体转变开始温度，是利用常规热力学软件JmatPro-v9.1算出的值。
【表4】
Figure GDA0002354681480000231
Figure GDA0002354681480000241
在上表4中，式5是ELC(kA)＝9.85-0.74Si-0.67Al-0.28C-0.20Mn-0.18Ct，在所述式5中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
本发明中给出的条件都得到满足的发明例1和2满足目标拉伸强度(800MPa或更大)和延伸率(15％或更大)，弯曲加工性R/t值为0.25、0.50下都没有产生裂纹。此外，扩孔率也满足目标值(50％或更大)，边缘和PO材料的表面品质均优异。尤其，对于发明例1和2，与现有例1相比，拉伸强度和扩孔率偏差明显小，扩孔率和表面品质也优异。
另外，从表4可知，发明钢的ELC值都比现有钢高，发明钢的焊接性也比现有钢优异。
图1和图2分别示出了发明例2和现有例1的宽度方向材质分布(Profile)评价结果，通过本发明开发出的发明钢的宽度方向材质偏差远优于现有钢。
图3和4分别示出了发明例2和现有例1的PO材料带钢表面图片，所述发明钢的表面品质也优于现有钢。
另一方面，图5是针对发明例2用SEM拍摄的x5000倍的SEM组织图片。铁素体(F)、贝氏体铁素体(BF)和贝氏体(B)为柱状，还存在一些马氏体(M)。另外，利用SEM和Image-PlusPro软件测定各微细组织的面积分数的结果，具有F+BF为57％、B为39％以及M为4％的组织。从表4可知，与现有例1相比，可同时确保强度和加工性的组织B的分数很高。
此外，利用SEM和Image-Plus Pro软件测定F+BF微细组织的短轴尺寸的结果，平均值为2.01μm。从表4可知，与现有钢相比，更微细2倍。可以确认这是低温轧制的结果。
图6是用透射电子显微镜(Transmission Electron Microscope，TEM)拍摄发明例2的析出物的图片。从图中可知，基底组织中均匀分布有微细的(Ti，Nb)(C，N)等析出物。平均析出物尺寸为15nm，平均析出物数量为20个/μm2。析出物数量是通过碳(Carbon)复型(Replica)方法制成样品后，再用TEM以80000倍的倍率拍摄组织图片，测定图片中存在于1μm×1μm正方形内的析出物数量，并随机测定50处的平均值。
比较例1至4没有满足本发明中给出的风冷时间、冷却速度和卷取温度，无法同时确保目标微细组织、拉伸特性、弯曲加工性和扩孔率。
比较例5和6没有满足本发明中给出的RSB和FSB压力，表面品质较差。
比较例7没有满足本发明中给出的FSB压力，精轧温度低于Ar3-20℃，无法确保充分的奥氏体分数，不能满足目标微细组织和拉伸强度。
比较例8和9分别是Mn和Cr含量低于本发明中给出的Mn和Cr，无法确保目标微细组织和拉伸强度。
比较例10是Ti含量大于式1的上限，虽然满足目标微细组织分数，但是Ti体系析出物过量析出，铁素体延性下降，不能满足目标延伸率、弯曲加工性和扩孔率。
比较例12是Nb含量大于式2的上限，比较例14是B含量大于式3的上限，由于对高温延性产生不良影响的NbC、Nb(C，N)、BN等析出物过量析出，高温延性下降，因此边缘品质较差，也不能满足延伸率、弯曲加工性和扩孔率。
图7是用透射电子显微镜(TEM)拍摄比较例12的析出物的图片。从图示组织可知，与发明例2(图6)相比，Nb体系复合碳化物和氮化物过量析出，并形成团簇(Clsuter)。这是对高温延性下降产生不良影响导致边缘品质变差的确凿证据。因此，优选满足本发明中给出的Nb含量。
比较例11是没有达到本发明中给出的Ti含量的情形，比较例13是没有达到本发明中给出的Nb含量的情形，比较例15是B含量没有达到式3的下限的情形，无法获得目标拉伸强度。
比较例16没有满足本发明中给出的Si成分，因此PO材料表面品质较差。
尽管上面参照实施例进行了描述，但是本领域的技术人员应该理解，在不脱离权利要求书中阐述的本发明的精神和范围的情况下，可以进行各种修改和变更。
符号说明
a：板坯 b：卷板
100：连铸机 200：加热机
300：粗轧氧化皮清除器 400：粗轧机
500：精轧氧化皮清除器 600：精轧机
700：输出辊道 800：高速剪切机
900：卷取机

Claims (18)

1.一种材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其中，
以重量％计，所述钢板包含C：0.03％～0.08％、Mn：1.6％～2.6％、Si：0.1％～0.6％、P：0.005％～0.03％、S：0.01％或更少、Al：0.05％或更少、Cr：0.4％～2.0％、Ti：0.01％～0.1％、Nb：0.005％～0.1％、B：0.0005％～0.005％、N：0.001％～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质，
以面积分数计，微细组织包含两者之和为30％～70％的铁素体和贝氏体铁素体、25％～65％的贝氏体及5％或更少的马氏体。
2.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述Ti、Nb和B满足下述式1至式3，
式1：3.4N≤Ti≤3.4N+0.05
式2：6.6N-0.02≤Nb≤6.6N
式3：0.8N-0.0035≤B≤0.8N
在所述式1至式3中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
3.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其中，
作为残余元素还包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其总和为0.2重量％更少。
4.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其中，
由下述式4定义的Ceq为0.14～0.24，
式4：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
在所述式4中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
5.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其中，
所述铁素体和贝氏体铁素体的平均短轴长度为1μm～5μm。
6.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其包含(Ti，Nb)(C，N)析出物，其数量为5个～100个/μm2，所述(Ti，Nb)(C，N)析出物以等效圆直径测定的平均尺寸为50nm或更小。
7.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其厚度为2.8mm或更小。
8.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其拉伸强度的材质偏差为20MPa或更小，光泽度为10％或更小。
9.根据权利要求1所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板，其拉伸强度为800MPa或更大，延伸率为15％或更大，弯曲加工性R/t比为0.25下没有产生裂纹，扩孔率为50％或更大。
10.一种材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，所述制造方法包含：
将钢水连铸成厚度为60mm～120mm的薄板坯，以重量％计，所述钢水包含C：0.03％～0.08％、Mn：1.6％～2.6％、Si：0.1％～0.6％、P：0.005％～0.03％、S：0.01％或更少、Al：0.05％或更少、Cr：0.4％～2.0％、Ti：0.01％～0.1％、Nb：0.005％～0.1％、B：0.0005％～0.005％、N：0.001％～0.01％、余量的Fe和不可避免的杂质；
向所述薄板坯以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；
对所述清除氧化皮的薄板坯进行粗轧，以获得条板；
向所述条板以50bar～350bar的压力喷射冷却水，以清除氧化皮；
在(Ar3-20℃)～(Ar3+60℃)的温度范围下，对所述清除氧化皮的条板进行精轧，以获得热轧钢板；以及
将所述热轧钢板风冷2秒～8秒后，以80℃/秒～250℃/秒进行冷却并在(Bs-200℃)～(Bs+50℃)的温度范围下进行卷取，
所述各步骤是连续实施。
11.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述连铸的铸速为4mpm～8mpm。
12.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
实施所述粗轧，使粗轧入口侧薄板坯的表面温度达到900℃～1200℃，粗轧出口侧条板边缘部温度达到800℃～1100℃。
13.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
实施所述精轧，使板通过速度达到200mpm～600mpm，热轧钢板的厚度达到2.8mm或更小。
14.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
实施所述风冷，使奥氏体分数达到60％～90％，铁素体分数达到10％～40％。
15.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其还包含：对所述卷取后的热轧钢板进行酸洗处理，以获得PO材料。
16.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述Ti、Nb和B满足下述式1至式3，
式1∶3.4N≤Ti≤3.4N+0.05
式2：6.6N-0.02≤Nb≤6.6N
式3：0.8N-0.0035≤B≤0.8N
在所述式1至式3中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
17.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述钢水作为残余元素还包含Cu、Ni、Sn和Pb中的一种或更多种元素，其总和为0.2重量％或更少。
18.根据权利要求10所述的材质偏差小以及表面品质优异的超高强度热轧钢板的制造方法，其中，
所述钢水中由下述式4定义的Ceq为0.14～0.24，
式4：Ceq＝C+Si/30+Mn/20+2P+3S
在所述式4中，各元素符号是以重量％表示各元素含量的值。
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Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110014042A (zh) * 2019-04-23 2019-07-16 宁波钢铁有限公司 一种热连轧宽带钢表面红铁皮的控制方法
US20220177995A1 (en) * 2019-07-10 2022-06-09 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet
KR102321270B1 (ko) 2019-12-18 2021-11-02 주식회사 포스코 내마모 강판 및 그 제조방법
WO2021193829A1 (ja) * 2020-03-27 2021-09-30 日本製鉄株式会社 鋼板および熱処理部材ならびにそれらの製造方法
TWI789985B (zh) * 2021-11-09 2023-01-11 中國鋼鐵股份有限公司 搪瓷鋼片及其製造方法
TWI799335B (zh) * 2022-08-15 2023-04-11 中國鋼鐵股份有限公司 熱軋鋼材及其製造方法
WO2024096073A1 (ja) * 2022-11-02 2024-05-10 日本製鉄株式会社 熱延コイル

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101657558A (zh) * 2007-04-13 2010-02-24 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP2011241456A (ja) * 2010-05-20 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
EP2557184A1 (de) * 2011-08-10 2013-02-13 Swiss Steel AG Warmgewalzte, profilierte Stahlbewehrung für Stahlbetonteile mit verbessertem Feuerwiderstand und Verfahren zu deren Herstellung
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
CN105793458A (zh) * 2013-11-28 2016-07-20 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR20170054622A (ko) * 2015-11-09 2017-05-18 주식회사 포스코 평탄도가 우수한 건축구조용 강재 및 그 제조방법

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3806173B2 (ja) 1996-03-12 2006-08-09 新日本製鐵株式会社 熱延連続化プロセスによる材質バラツキの小さい熱延鋼板の製造方法
GB2322320A (en) 1997-02-21 1998-08-26 Kvaerner Metals Cont Casting Continuous casting with rolling stages separated by a temperature controlling stage
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP3968011B2 (ja) * 2002-05-27 2007-08-29 新日本製鐵株式会社 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法
DE60311680T3 (de) 2002-12-24 2015-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hochfestes Stahlblech mit guter Kragenziehbarkeit sowie hervorragender Erweichungsfestigkeit in einer Wärmeeinflußzone und Herstellungsverfahren dafür
JP5037415B2 (ja) * 2007-06-12 2012-09-26 新日本製鐵株式会社 穴広げ性に優れた高ヤング率鋼板及びその製造方法
JP5167865B2 (ja) * 2008-02-29 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN101285156B (zh) 2008-06-05 2010-06-23 广州珠江钢铁有限责任公司 一种700MPa级复合强化贝氏体钢及其制备方法
JP5240037B2 (ja) 2009-04-20 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
KR101299803B1 (ko) * 2010-12-28 2013-08-23 주식회사 포스코 용접성이 우수한 저합금 고강도 냉연 박강판의 제조방법
MX361690B (es) * 2011-05-25 2018-12-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Láminas de acero laminadas en frío y proceso para la producción de las mismas.
JP5321672B2 (ja) 2011-11-08 2013-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101504404B1 (ko) * 2012-12-21 2015-03-19 주식회사 포스코 구멍확장성 및 재질 편차가 우수한 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
WO2014171427A1 (ja) 2013-04-15 2014-10-23 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
JP6146358B2 (ja) 2014-03-28 2017-06-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6135577B2 (ja) * 2014-03-28 2017-05-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板およびその製造方法
AU2015254790B2 (en) * 2014-04-30 2017-08-31 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet for container, and method for producing same
JP6492793B2 (ja) * 2015-03-09 2019-04-03 新日鐵住金株式会社 鋼材および土中埋設用鋼構造物ならびに鋼材の製造方法

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101657558A (zh) * 2007-04-13 2010-02-24 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP2011241456A (ja) * 2010-05-20 2011-12-01 Sumitomo Metal Ind Ltd 溶融めっき熱延鋼板およびその製造方法
CN103703157A (zh) * 2011-07-29 2014-04-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
EP2557184A1 (de) * 2011-08-10 2013-02-13 Swiss Steel AG Warmgewalzte, profilierte Stahlbewehrung für Stahlbetonteile mit verbessertem Feuerwiderstand und Verfahren zu deren Herstellung
CN105793458A (zh) * 2013-11-28 2016-07-20 杰富意钢铁株式会社 热轧钢板及其制造方法
KR20170054622A (ko) * 2015-11-09 2017-05-18 주식회사 포스코 평탄도가 우수한 건축구조용 강재 및 그 제조방법

Also Published As

Publication number Publication date
KR101998952B1 (ko) 2019-07-11
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