CN111511935A - 耐久性优异的热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

耐久性优异的热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN111511935A
CN111511935A CN201880082722.2A CN201880082722A CN111511935A CN 111511935 A CN111511935 A CN 111511935A CN 201880082722 A CN201880082722 A CN 201880082722A CN 111511935 A CN111511935 A CN 111511935A
Authority
CN
China
Prior art keywords
phase
hot
steel sheet
rolled steel
cooling
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
CN201880082722.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111511935B (zh
Inventor
罗贤择
徐石宗
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 CN111511935A publication Critical patent/CN111511935A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111511935B publication Critical patent/CN111511935B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • 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
    • C21D8/021—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/24—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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D9/08—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for tubular bodies or pipes
    • C21D9/085—Cooling or quenching

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

本发明涉及一种用于汽车的底盘部件等的钢，更详细地，提供一种耐久性优异的热轧钢板及其制造方法，与材料(母材)的强度相比，所述热轧钢板进行电阻焊接时形成的焊接热影响区(HAZ)的强度的下降少，即使在制造管和成型后，材料和焊接热影响区也不产生裂纹。

Description

耐久性优异的热轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种用于汽车的底盘部件等的钢，更详细地，涉及一种耐久性优异的用于电阻焊钢管的热轧钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，为了确保用于保护地球环境的燃油效率管制和乘客的碰撞安全性，汽车产业中正在扩大使用高强度钢材，所述高强度钢材可以以相对低的成本同时确保燃油效率和碰撞安全性。在车身和底盘部件方面均正在形成这种轻量化的趋势。
通常，用于车身的钢材所需要的物理性能包括强度、用于成型的伸长率，以及组装所需要的点焊性(spot weldability)等。
另外，由于部件的特性，用于底盘部件的钢材除了需要强度和成型所需的伸长率之外，还需要组装部件时应用的电弧焊接性和用于确保部件的耐久品质的疲劳特性。
尤其，在底盘部件中的如耦合式扭力梁车轴(Coupled Torsion Beam Axle，CTBA)等部件中，为了同时确保刚性和轻量化，成型为中空管并使用，并且为了进一步的轻量化，也正在实现材料的高强度化。
如上所述用作管部件的材料通常通过电阻焊接来制造管，因此除了电阻焊接性之外，制造管时的材料的辊轧成型性和制造成管后的冷成型性是非常重要的。因此，就这种材料所需要的物理性能而言，电阻焊接时确保焊接部的稳定性是非常重要的。其理由在于，电阻焊钢管的成型时，与母材相比，由于变形而导致大部分断裂集中在焊接部或焊接热影响区。
为了在制造管时使材料具有优异的辊轧成型性，材料的屈强比尽可能低是有利的，但所述材料是高强度钢材时，屈服强度高而会使屈强比高，从而在进行辊轧成型(rollforming)时回弹(spring back)严重，存在难以确保圆度的问题。
并且，为了最终利用管进行冷成型，还需要确保材料的伸长率，为了满足这种条件，基本上需要具有低屈强比和优异的伸长率的钢材。
现有的用于中空管的热轧钢板通常为铁素体-马氏体的双相复合组织钢，由于马氏体相变时导入的可动位错，发挥连续屈服行为和低屈服强度特性，并且具有伸长率优异的特性。
为了确保这种物理性能，以往为了在热轧后进行冷却时稳定地确保铁素体分率，控制为钢中含有大量Si的成分体系。但是，用电阻焊接方法制造管时，熔融部形成大量的Si氧化物，因此会发生对焊接部引发灰斑(penetrator)缺陷的问题。并且，在铁素体相变后通过急速冷却至马氏体相变起始温度(Ms)以下来获得马氏体，此时残留相(phase)仅由纯马氏体组成时，焊接时由于热而会存在强度的下降幅度变大的问题。尤其，焊接热影响区的硬度的下降(△Hv)超过30。
此外，在具有低屈强比方面，铁素体-马氏体组织是有利的，但由于两相(phase)之间的高的硬度差，在相之间的边界上容易产生微细裂纹(micro crack)，因此存在耐久性变差的问题。
(专利文献1)日本公开专利公报第2000-063955号
发明内容
要解决的技术问题
本发明的一个方面的目的在于提供一种耐久性优异的热轧钢板及其制造方法，与材料(母材)的强度相比，所述热轧钢板进行电阻焊接时形成的焊接热影响区(HAZ)的强度的下降少，即使在制造管和成型后，材料和焊接热影响区也不产生裂纹。
技术方案
本发明的一个方面提供一种耐久性优异的热轧钢板，其特征在于，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.14％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：0.8-1.8％、磷(P)：0.001-0.03％、硫(S)：0.001-0.01％、酸溶铝(Sol.Al)：0.1-0.5％、铬(Cr)：0.3-1.0％、钛(Ti)：0.01-0.05％、铌(Nb)：0.03-0.06％、钒(V)：0.04-0.1％、氮(N)：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述Mn和Si满足下述关系式1，微细组织以铁素体相作为基体组织并混合包含由马氏体相和贝氏体相组成的硬质相，所述硬质相的总分率(面积分数)中，一个晶粒(single grain)内混合存在所述马氏体相和贝氏体相的晶粒的分率为60％以上，并且满足下述关系式2。
[关系式1]
4<Mn/Si<12
(其中，Mn和Si表示各元素的重量含量。)
[关系式2]
SSGM+B/(M+B+SSGM+B)≥0.6
(其中，M表示马氏体相，B表示贝氏体相，SSGM+B是一个晶粒(single grain)内混合存在B相和M相的硬质相，表示M相存在于晶界周围且B相存在于中心区域的组织。并且，各个相表示面积分数(％)。)
本发明的另一个方面提供一种制造耐久性优异的热轧钢板的方法，所述方法包括以下步骤：在1180-1300℃的温度范围内，将满足上述合金组成和关系式1的钢坯进行再加热；在Ar3以上的温度下，将经过再加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；将所述热轧钢板以20℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度范围；所述一次冷却后，在满足下述关系式4的范围内，以0.05-2.0℃/秒的冷却速度进行二次冷却；所述二次冷却后，以20℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至常温至400℃的温度范围；以及所述三次冷却后，进行收卷。
[关系式4]
|t-ta|≤2
(所述[ta＝251+(109[C])+(10.5[Mn])+(22.7[Cr])-(6.1[Si])-(5.4[酸溶铝(Sol.Al)])-(0.87Temp)+(0.00068Temp^2)]，其中，t表示二次冷却的保持时间(秒，sec)，ta表示用于确保最佳相分率的二次冷却的保持时间(秒，sec)，Temp是二次冷却的中间温度，表示二次冷却的起点和终点之间的中间点的温度。并且，各合金成分表示重量含量。)
本发明的另一个方面提供一种耐久性优异的电阻焊钢管，其是通过对上述热轧钢板进行电阻焊接来制造的。
有益效果
根据本发明，可以提供一种具有拉伸强度为590MPa以上的高强度的热轧钢板，并且可以获得所述热轧钢板进行电阻焊接时使焊接热影响区的强度下降现象最小化的效果。
此外，在焊接后制造管和成型之后，材料或焊接热影响区也不产生裂纹，并且可以确保优异的耐久性。
附图说明
图1示出利用电子探针X射线显微分析仪(Electro Probe X-ray MicroAnalyzer，EPMA)观察本发明的一个实施例中的发明例5的总硬质相内以面积比计占60％的组织的形状的照片(a)和测量上述组织的各个区域的碳(C)含量的分布(b)。
图2示出观察本发明的一个实施例中的发明例5(a)和比较例14(b)的铁素体相的照片。
最佳实施方式
本发明人为了制造具有590MPa级强度的热轧钢板进行了深入研究，所述热轧钢板的屈强比控制在小于0.85，因此用于制造管的辊轧成型容易，并且在制造管后成型时，在钢板的厚度方向上伴随均匀的加工硬化现象的同时电阻焊接热影响区的硬度的下降少，因此耐久性优异。
其结果，确认了通过优化钢材的合金组成和制造条件来形成有利于确保上述物理性能的微细组织，以此可以提供一种具有高强度的同时具有优异的耐久性的热轧钢板，从而完成了本发明。
以下，对本发明进行详细的说明。
以重量％计，本发明的一个方面的耐久性优异的热轧钢板优选包含：碳(C)：0.05-0.14％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：0.8-1.8％、磷(P)：0.001-0.03％、硫(S)：0.001-0.01％、酸溶铝(Sol.Al)：0.1-0.5％、铬(Cr)：0.3-1.0％、钛(Ti)：0.01-0.05％、铌(Nb)：0.03-0.06％、钒(V)：0.04-0.1％、氮(N)：0.001-0.01％。
以下，对本发明中提供的热轧钢板的合金组成进行如上所述的限制的理由进行详细的说明。此时，除非另有说明，否则各元素的含量是重量％。
C：0.05-0.14％
碳(C)是强化钢的最经济且最有效的元素，碳的添加量增加时，由铁素体、贝氏体和马氏体组成的复合组织钢中的诸如贝氏体和马氏体等低温相变相的分率增加，从而提高拉伸强度。
本发明中，当所述C的含量小于0.05％时，在热轧后进行冷却的过程中难以形成低温相变相，因此无法确保所期望的水平的强度。另一方面，当所述C的含量超过0.14％时，强度过度上升，并且存在焊接性、成型性和韧性降低的问题。
因此，在本发明中，优选将所述C的含量控制为0.05-0.14％，更优选可以控制为0.07-0.13％。
Si：0.1-1.0％
硅(Si)使钢水脱氧并具有固溶强化的效果，并且硅是铁素体稳定化元素，具有在热轧后进行冷却时促进铁素体相变的效果。因此，所述硅是提高构成铁素体、贝氏体和马氏体复合组织钢的基体的铁素体分率的有效元素。
当这种Si的含量小于0.1％时，铁素体稳定化效果小，因此难以以铁素体组织形成基体组织。另一方面，当所述Si的含量超过1.0％时，热轧时在钢板表面形成Si引起的红色氧化皮，从而不仅会使钢板表面质量变得非常差，而且还存在会降低延展性和电阻焊接性的问题。
因此，在本发明中，优选将所述Si的含量控制为0.1-1.0％，更优选可以控制为0.15-0.8％。
Mn：0.8-1.8％
如同所述Si，锰(Mn)是使钢固溶强化的有效元素，并且增加钢的淬透性，因此在热轧后进行冷却时易于形成贝氏体相或马氏体相。
但是，当锰的含量小于0.8％时，无法充分获得上述效果。另一方面，当锰的含量超过1.8％时，过度延迟铁素体相变，因此难以确保铁素体相的适当的分率，并且在连铸工艺中铸造板坯时，在厚度中心部使偏析部大幅发达，因此存在损害最终产品的电阻焊接性的问题。
因此，在本发明中，优选将所述Mn的含量控制为0.8-1.8％，更优选控制为1.0-1.75％。
P：0.001-0.03％
磷(P)是钢中存在的杂质，当磷的含量超过0.03％时，由于显微偏析，会使延展性降低，并且会使钢的冲击特性变差。但是，为了制成所述P的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，从而存在大大降低生产性的问题。
因此，在本发明中，优选将所述P的含量控制为0.001-0.03％。
S：0.001-0.01％
硫(S)是钢中存在的杂质，当硫的含量超过0.01％时，所述硫与Mn等结合形成非金属夹杂物，由此存在会大大降低钢的韧性的问题。但是，为了制成所述S的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，从而存在会降低生产性的问题。
因此，在本发明中，优选将所述S的含量控制为0.001-0.01％。
酸溶铝(Sol.Al)：0.1-0.5％
酸溶铝(Sol.Al)是铁素体稳定化元素，并且是在热轧后进行冷却时对铁素体相的形成有效的元素。
当这种酸溶铝(Sol.Al)的含量小于0.1％时，其添加效果不足，因此存在难以确保高强度钢材的延展性的问题。另一方面，当这种酸溶铝(Sol.Al)的含量超过0.5％时，连铸时板坯容易发生缺陷，并且热轧后发生表面缺陷，因此存在表面质量降低的问题。
因此，在本发明中，优选将所述酸溶铝(Sol.Al)的含量控制为0.1-0.5％，更优选可以控制为0.2-0.4％。
Cr：0.3-1.0％
铬(Cr)使钢固溶强化，并且如同Mn，铬在冷却时延迟铁素体相的相变，从而起到有利于形成马氏体的作用。
当这种Cr的含量小于0.3％时，无法充分获得上述效果。另一方面，当Cr的含量超过1.0％时，过度延迟铁素体相变，使得如贝氏体相或马氏体相等低温相变相的分率增加至所需的分率以上，因此存在伸长率急剧变差的问题。
因此，在本发明中，优选将所述Cr的含量控制为0.3-1.0％，更优选可以控制为0.4-0.8％。
Ti：0.01-0.05％
钛(Ti)在连铸时与氮(N)结合形成粗大的析出物，并且在用于热轧工艺的再加热时一部分钛未再固溶而残留在材料中，所述未再固溶的析出物的熔点高，在焊接时也无法再固溶，因此起到抑制焊接热影响区的晶粒生长的作用。此外，再固溶的Ti在热轧后冷却过程中的相变过程中微细地析出，因此具有大大提高钢的强度的效果。
为了充分获得上述效果，优选含有0.01％以上的Ti，但当Ti的含量超过0.05％时，由于微细析出的析出物，钢的屈强比变高，因此存在制造管时难以进行辊轧成型的问题。
因此，在本发明中，优选将所述Ti的含量控制为0.01-0.05％。
Nb：0.03-0.06％
铌(Nb)是形成碳氮化物形式的析出物而起到提高强度的作用的元素，尤其在热轧后冷却过程中的相变过程中微细地析出在铁素体晶粒内的析出物大大提高钢的强度。
当这种Nb的含量小于0.03％时，不能确保充分的析出效果，另一方面，当Nb的含量超过0.06％时，由于过度的析出，提高钢的屈强比，并且形成过度伸长的组织，导致制管性变差。
因此，在本发明中，优选将所述Nb的含量控制为0.03-0.06％。
V：0.04-0.1％
钒(V)是形成碳氮化物形式的析出物而起到提高强度的作用的元素，尤其在热轧后冷却过程中的相变过程中微细地析出在铁素体晶粒内的析出物大大提高钢的强度。
当这种V的含量小于0.04％时，不能获得充分的析出效果，另一方面，当V的含量超过0.1％时，由于过度的析出，提高钢的屈强比，从而在制造管时难以进行辊轧成形，因此不优选。
因此，在本发明中，优选将所述V的含量控制为0.04-0.1％。
N：0.001-0.01％
氮(N)与所述C一起是具有代表性的固溶强化元素，并且与Ti和Al等一起形成粗大的析出物。
通常，N的固溶强化效果优于C，但是随着钢中N的量增加，具有大大降低韧性的问题，因此，在本发明中，优选将所述N的上限限制为0.01％。但是，为了制成这种N的含量小于0.001％，炼钢操作时需要大量时间，从而会降低生产性。
因此，在本发明中，优选将所述N的含量控制为0.001-0.01％。
在本发明中，控制为上述含量的锰(Mn)和硅(Si)优选满足下述关系式1。
[关系式1]
4<Mn/Si<12
(其中，Mn和Si表示各元素的重量含量。)
当所述关系式1的值为4以下或12以上时，制成电阻焊钢管时在焊接部形成过多的Si氧化物或Mn氧化物，增加灰斑(penetrator)缺陷的发生率，因此不优选。这是因为制造电阻焊钢管时在熔融部生成的氧化物的熔点变高，从而在挤压排出的过程中残留在焊接部中的概率增加。
因此，在本发明中，优选满足上述含量范围的同时满足关系式1。
本发明的其余成分是铁(Fe)。但是，在通常的制造过程中会从原料或周围环境不可避免地混入并不需要的杂质，因此无法排除这些杂质。这些杂质对于通常的制造过程中的技术人员而言是众所周知的，因此在本说明书中对其所有内容不进行特别提及。
满足上述的合金组成和关系式1的本发明的热轧钢板的微细组织优选以铁素体相作为基体组织并复合包含由马氏体和贝氏体组成的硬质相。
此时，以面积分数计，优选包含60-85％的所述铁素体相。当所述铁素体相的分率小于60％时，钢的伸长率可能会急剧降低，另一方面，当所述铁素体相的分率超过85％时，硬质相(贝氏体和马氏体)的分率相对减少，因此无法确保所期望的强度。
并且，本发明的所述硬质相中优选包含混合存在马氏体(M)相和贝氏体(B)相的晶粒，即，优选包含原奥氏体晶粒中存在M相和B相的晶粒。在总硬质相分率(面积分数)中，更优选包含60％以上的这种晶粒。所述硬质相中，除了混合存在M相和B相的晶粒之外，其余是马氏体单相和/或贝氏体单相组织。
参考附图进行说明时，图1是本发明的一个实施例中的发明钢的组织照片(a)，具体是测量在总硬质相内以面积比计占60％以上的组织的晶粒和该晶粒的各个区域的碳含量的结果(b)，可以确认所述晶粒的晶界周围的碳含量与中心区域的碳含量存在差异。这表示马氏体相和贝氏体相混合存在的一个晶粒(single grain)中，晶界周围存在马氏体相，其中心存在贝氏体相。
如上所述，与现有的DP钢不同，本发明充分确保热稳定性相对优异的贝氏体相，从而在电阻焊接后可以最小化焊接热影响区中的强度下降现象。并且，实现低屈强比，因此具有改善电阻焊钢管的制管性的优点。
在本发明的一个方面，将马氏体相存在于晶界周围且贝氏体相存在于中心区域的组织相定义为SSGM+B，所述SSGM+B、贝氏体相(B)和马氏体相(M)之间的分率优选满足下述关系式2。
具体地，当由下述关系式2表示的硬质相之间的分率关系小于0.6时，晶粒内混合存在贝氏体相和马氏体相的相(SSGM+B)的分率减少，因此存在电阻焊接时形成的焊接热影响区的强度的下降幅度增加的问题。
[关系式2]
SSGM+B/(M+B+SSGM+B)≥0.6
(其中，M表示马氏体相，B表示贝氏体相，SSGM+B是一个晶粒(single grain)内混合存在B相和M相的硬质相，表示M相存在于晶界周围且B相存在于中心区域的组织。并且，各个相表示面积分数(％)。)
另外，优选地，组成本发明的热轧钢板的铁素体相的晶粒内包含(Ti，Nb)C系析出物和/或(V，Nb)C系析出物，以满足下述关系式3。
本发明中在铁素体晶粒内形成(Ti，Nb)C系析出物和/或(V，Nb)C系析出物，以满足下述关系式3，从而可以抑制在铁素体和硬质相的晶界附近产生微细裂纹，由此具有热轧钢板的制造管和成型后确保优异的耐久性的效果。
[关系式3]
Figure BDA0002548231940000101
(PN表示热轧钢板组织中的(Ti，Nb)C系析出物和/或(V，Nb)C系析出物的数量，d表示利用透射电子显微镜(TEM)观察的复合析出物的直径(以当量圆为基准)，并且单位是nm。)
如上所述，均满足合金组成、关系式1和微细组织的本发明的热轧钢板具有590MPa以上的拉伸强度，并且可以获得0.65-0.85的屈强比(YR＝YS/TS)。
此外，本发明的热轧钢板的铁素体相与硬质相之间的维氏硬度差(ΔHv)为15以下，并且确保耐久疲劳寿命为60(×万周期)以上，因此可以确保优异的耐久性。
以下，对本发明的另一个方面的制造本发明中提供的耐久性优异的热轧钢板的方法进行详细说明。
简略地，本发明可以通过[钢坯的再加热-热轧-一次冷却-二次冷却-三次冷却-收卷]工艺来制造所期望的热轧钢板，以下对各步骤的条件进行详细的说明。
[再加热步骤]
首先，准备满足上述合金组成和关系式1的钢坯，然后优选在1180-1300℃的温度范围内，将所述钢坯进行再加热。
当所述再加热温度小于1180℃时，板坯的蓄热不足，从而后续进行热轧时难以确保温度，并且难以通过扩散来消除连铸时发生的偏析。此外，连铸时析出的析出物无法充分再固溶，因此在热轧后的工艺中难以获得析出强化效果。另一方面，当所述再加热温度超过1300℃时，由于奥氏体晶粒的异常晶粒生长，降低强度，并且具有促进组织不均匀的问题。
因此，在本发明中，对所述钢坯进行再加热时，优选在1180-1300℃下进行。
[热轧步骤]
优选将经过如上所述再加热的钢坯进行热轧以制造热轧钢板。此时，热精轧优选在Ar3(铁素体相相变起始温度)以上的温度下进行。
当所述热精轧时的温度小于Ar3时，铁素体相变后进行轧制，因此难以确保所期望的组织和物理性能，另一方面，当所述热精轧时的温度超过1000℃时，存在表面的氧化皮缺陷会增加的问题。
因此，在本发明中，所述热精轧时优选在满足Ar3-1000℃的温度范围进行。
[一次冷却步骤]
优选将通过如上所述的热轧获得的热轧钢板进行冷却，此时，优选进行分段冷却。
首先，优选将所述热轧钢板以20℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度范围。
当所述一次冷却终止温度小于550℃时，钢中的微细组织主要包含贝氏体相，从而不能获得铁素体相作为基体组织，因此不能确保充分的伸长率和低屈强比。另一方面，当所述一次冷却终止温度超过750℃时，形成粗大的铁素体和珠光体组织，因此无法确保所期望的物理性能。
此外，以小于20℃/秒的冷却速度进行冷却至上述温度范围时，冷却时发生铁素体和珠光体的相变，因此无法确保所期望水平的硬质相。对所述冷却速度的上限不作特别限定，可以考虑冷却设备进行适当选择。
[二次冷却步骤]
优选以特定条件在极缓慢冷却段中，将完成一次冷却的所述热轧钢板进行冷却(二次冷却)。更具体地，优选在满足下述关系式4的范围内，以0.05-2.0℃/秒的冷却速度进行极缓慢冷却。
|t-ta|≤2
(所述[ta＝251+(109[C])+(10.5[Mn])+(22.7[Cr])-(6.1[Si])-(5.4[酸溶铝(Sol.Al)])-(0.87Temp)+(0.00068Temp^2)]，其中，t表示二次冷却的保持时间(秒，sec)，ta表示用于确保最佳相分率的二次冷却的保持时间(秒，sec)，Temp是二次冷却的中间温度，表示二次冷却的起点和终点之间的中间点的温度。并且，各合金成分表示重量含量。)
所述关系式4是用于获得本发明中所期望的微细组织，具体是用于获得前面所提及的满足关系式2的微细组织，尤其通过优化极缓慢冷却段中的中间温度(Temp)和极缓慢冷却段中的保持时间，从而可以获得硬质相总分率中占60％以上的混合存在马氏体相和贝氏体相的组织，而且可以使所述组织的碳分布满足上述关系式2。
更具体而言，从奥氏体相到铁素体相的相变发生在一次冷却或极缓慢冷却段的保持时间(二次冷却)时，碳向残留奥氏体扩散，此时控制所述极缓慢冷却段的中间温度(Temp)和保持时间以满足上述关系式3，从而碳的浓度仅在与铁素体相邻的部分急剧上升。在该状态下开始进行后阶段的冷却时，由于碳浓度的差异，一部分转变为贝氏体，一部分转变为马氏体，因此可以确保满足关系式2的组织。
在控制所述二次冷却时，当不满足上述关系式3时，无法实现混合存在马氏体相和贝氏体相的组织，并且形成普通的DP钢组织，从而不能获得有效范围的屈强比，而且具有电阻焊接时焊接热影响区的硬度下降幅度变大的问题。
此外，在控制所述二次冷却时，当冷却速度超过2.0℃/秒时，无法确保可以在硬质相内形成混合存在马氏体相和贝氏体相的组织的碳分布的充足的时间，另一方面，当冷却速度小于0.05℃/秒时，铁素体分率过度增加，因此无法确保所期望的组织和物理性能。
[三次冷却步骤]
完成所述极缓慢冷却段中的二次冷却后，优选以20℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至常温至400℃的温度范围。其中，常温表示15-35℃左右的范围。
当所述三次冷却终止温度超过400℃时，其温度为Ms(马氏体相变起始温度)以上，因此大部分剩余的未相变相转变为贝氏体相，因此无法获得满足本发明的关系式2的微细组织。
此外，当所述三次冷却时的冷却速度小于20℃/秒时，形成过多的贝氏体相，因此无法获得本发明中所期望的物理性能和微细组织。对所述冷却速度的上限不作特别限定，可以考虑冷却设备进行适当选择。
[收卷步骤]
对于如上所述完成三次冷却的热轧钢板，优选在该温度下进行收卷工艺。
另外，本发明还可以包括以下步骤：将经过收卷的热轧钢板进行自然冷却，冷却至常温至200℃的温度范围，然后进行酸洗处理以去除表层部的氧化皮，然后进行涂油。此时，当酸洗处理前的钢板温度超过200℃时，热轧钢板的表层部被过度酸洗，因此具有表层部的粗糙度变差的问题。
本发明提供通过对如上所述制造的热轧钢板进行电阻焊接来制造的电阻焊钢管，所述电阻焊钢管具有耐久性优异的效果。
以下，通过实施例，对本发明进行更具体的说明。但是，需要注意的是，以下实施例仅用于例示本发明而进行更详细的说明，并不是用于限定本发明的权利范围。这是因为本发明的权利范围由权利要求书中记载的内容和由此合理推导出的内容所决定。
具体实施方式
(实施例)
准备具有下述表1中示出的成分体系的钢坯后，将各个钢坯加热至1250℃，然后进行热精轧(表2中示出热精轧温度)来制造厚度为3.0mmt的热轧钢板。之后，以80℃/秒的冷却速度进行一次冷却(表2中示出冷却终止温度)后，以下述表2中示出的极缓慢冷却段的中间温度和保持时间进行控制冷却(二次冷却)，然后以60℃/秒的冷却速度进行三次冷却，冷却至常温后进行收卷。
对如上所述制造的各个热轧钢板拍摄3000倍的SEM照片，然后利用图像分析仪(image analyzer)测量各个相(铁素体：F、马氏体：M、贝氏体：B)的面积分数(面积(area)％)。此时，对于硬质相中的混合存在马氏体相和贝氏体相的组织(SSGM+G)，利用EPMA的线扫描(line scanning)法测量SEM上观察到的硬质相的碳(C)分布并区分，并利用相同的图像分析仪计算面积分数(面积％)。
此外，利用TEM分析法分析铁素体晶粒内的析出物的分布行为。具体地，以10000倍拍摄各个热轧钢板的组织试片的任意的10个位置，然后通过TEM成分分析来确认是否存在析出物，并基于拍摄的图像，计算平均直径(以当量圆为基准)，从而计算析出物的尺寸分布。
另外，对于各个热轧钢板，准备JIS5号试片，以10mm/分钟的变形速度在常温下进行拉伸试验。
并且，通过电阻焊接法将各个热轧钢板制造成口径为101.6Φ的管后，用CTBA管(tube)进行冷成型。之后，以3.0Hz的频率和±80mm的振幅条件测量耐久疲劳寿命。
以上测量的各个结果示于下述表3和表4中。
[表1]
Figure BDA0002548231940000151
[表2]
Figure BDA0002548231940000152
Figure BDA0002548231940000161
[表3]
Figure BDA0002548231940000162
Figure BDA0002548231940000171
(所述表3中，‘F’表示铁素体相，‘M’表示马氏体相，‘B’表示贝氏体相。
此外，PN20表示直径超过0nm且20nm以下的析出物的数量，PN50表示直径超过20nm且50nm以下的析出物的数量，PN100表示直径超过50nm且100nm以下的析出物的数量。)
[表4]
Figure BDA0002548231940000172
Figure BDA0002548231940000181
如上述表1至表4所示，合金组成、成分关系和制造条件均满足本发明所提出的条件的发明例1至发明例10中形成了所期望的微细组织，并且铁素体晶粒中形成了满足关系式3的析出物。
其结果，可以确认获得所期望水平的物理性能，并且组织内的硬度分布均匀，从而可以最小化电阻焊接热影响区的硬度的下降，而且制造管和成型后具有耐久疲劳寿命超过60万次的耐久性优异的特性。
另外，比较例1至比较例14是脱离本发明中所限制的合金组成的情况。
其中，比较例1是C的含量过多的情况，比较例7是Cr的含量过多的情况，可以确认它们的关系式4的ta值分别算出为16.7(秒)和19.2(秒)。即，比较例1和比较例7需要过多的用于获得最佳相分率的极缓慢冷却段(二次冷却ROT区间)保持时间，这超出了本实施例的极缓慢冷却段中可控制的保持时间的范围。其结果，无法获得满足关系式2的组织。
比较例2和比较例8分别是C和Cr的含量不足的情况，比较例2和比较例8中算出的关系式4的ta值小于1(秒)，在热轧后进行冷却时难以形成混合存在马氏体相和贝氏体相的晶粒，因此无法确保本发明中所期望的微细组织。
比较例3和比较例4是Si的含量脱离本发明的范围的情况，比较例5和比较例6是Mn的含量脱离本发明的范围的情况，Mn和Si的含量关系(对应于关系式1)脱离本发明的范围或者关系式3的|t-ta|值不满足本发明的范围，从而焊接时在焊接部发生灰斑缺陷的可能性增加，因此制造管和膨胀时焊接部容易产生裂纹。
比较例9和比较例10是Al的含量脱离本发明的范围的情况，关系式4的|t-ta|值超过2，从而无法确保本发明中所期望的微细组织。
比较例11和比较例12是Nb的含量脱离本发明的范围的情况，比较例13和比较例14是V的含量脱离本发明的范围的情况。其中，可知Nb和V的含量分别过多的比较例11和比较例13的屈强比超过0.85，组织内的硬度分布不均匀，并且耐久性差。此外，Nb和V的含量分别不足的比较例12和比较例14无法充分获得析出效果，并且无法满足关系式3。
比较例15至比较例19属于合金组成和关系式1满足本发明的范围的钢，但其中的比较例15和比较例16中，将二次冷却时的保持时间分别控制为15秒和0秒，因此关系式4的|t-ta|的值未能满足有效值。比较例17和比较例18的一次冷却终止温度分别过高或过低，因此未能满足关系式4。并且，比较例19是二次冷却时的冷却速度超过2.0℃/秒的情况，可以确认所形成的贝氏体的分率过高。
上述比较例15至比较例19中均几乎没有形成混合存在马氏体相和贝氏体相的晶粒，可以确认制造管和成型后耐久性差。
图2是观察发明例5和比较例14的铁素体相的照片。
发明例5的情况下，在铁素体晶粒中观察到析出物，但比较例14的情况下，没有观察到析出物。

Claims (8)

1.一种耐久性优异的热轧钢板，其特征在于，以重量％计，所述热轧钢板包含：碳(C)：0.05-0.14％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：0.8-1.8％、磷(P)：0.001-0.03％、硫(S)：0.001-0.01％、酸溶铝(Sol.Al)：0.1-0.5％、铬(Cr)：0.3-1.0％、钛(Ti)：0.01-0.05％、铌(Nb)：0.03-0.06％、钒(V)：0.04-0.1％、氮(N)：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，
所述Mn和Si满足下述关系式1，
微细组织以铁素体相作为基体组织并混合包含由马氏体相和贝氏体相组成的硬质相，
所述硬质相的总分率(面积分数)中，一个晶粒内混合存在所述马氏体相和贝氏体相的晶粒的分率为60％以上，并且满足下述关系式2，
[关系式1]
4<Mn/Si<12
其中，Mn和Si表示各元素的重量含量，
[关系式2]
SSGM+B/(M+B+SSGM+B)≥0.6，
其中，M表示马氏体相，B表示贝氏体相，SSGM+B是一个晶粒内混合存在B相和M相的硬质相，表示M相存在于晶界周围且B相存在于中心区域的组织，并且各个相表示面积分数(％)。
2.根据权利要求1所述的耐久性优异的热轧钢板，其中，以面积分数计，包含60-85％的所述铁素体相。
3.根据权利要求1所述的耐久性优异的热轧钢板，其中，所述铁素体相的晶粒内包含(Ti，Nb)C系析出物和/或(V，Nb)C系析出物，以满足下述关系式3，
[关系式3]
Figure FDA0002548231930000011
PN表示热轧钢板组织中的(Ti，Nb)C系析出物和/或(V，Nb)C系析出物的数量，d表示利用透射电子显微镜(TEM)观察的复合析出物的直径，并且单位是nm。
4.根据权利要求1所述的耐久性优异的热轧钢板，其中，所述热轧钢板具有590MPa以上的拉伸强度，并且屈强比(YR＝YS/TS)为0.65-0.85。
5.根据权利要求1所述的耐久性优异的热轧钢板，其中，所述热轧钢板的铁素体相与硬质相之间的硬度差(ΔHv)为15以下，并且耐久疲劳寿命为60(×万周期)以上。
6.一种制造耐久性优异的热轧钢板的方法，其包括以下步骤：
在1180-1300℃的温度范围内，将钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：碳(C)：0.05-0.14％、硅(Si)：0.1-1.0％、锰(Mn)：0.8-1.8％、磷(P)：0.001-0.03％、硫(S)：0.001-0.01％、酸溶铝(Sol.Al)：0.1-0.5％、铬(Cr)：0.3-1.0％、钛(Ti)：0.01-0.05％、铌(Nb)：0.03-0.06％、钒(V)：0.04-0.1％、氮(N)：0.001-0.01％、余量的Fe和其它不可避免的杂质，所述Mn和Si满足下述关系式1；
在Ar3以上的温度下，将经过再加热的所述钢坯进行热精轧以制造热轧钢板；
将所述热轧钢板以20℃/秒以上的冷却速度进行一次冷却，冷却至550-750℃的温度范围；
所述一次冷却后，在满足下述关系式4的范围内，以0.05-2.0℃/秒的冷却速度进行二次冷却；
所述二次冷却后，以20℃/秒以上的冷却速度进行三次冷却，冷却至常温至400℃的温度范围；以及
所述三次冷却后，进行收卷，
[关系式1]
4<Mn/Si<12
其中，Mn和Si表示各元素的重量含量，
[关系式4]
|t-ta|≤2
所述[ta＝251+(109[C])+(10.5[Mn])+(22.7[Cr])-(6.1[Si])-(5.4[酸溶铝(Sol.Al)])-(0.87Temp)+(0.00068Temp^2)]，其中，t表示二次冷却的保持时间(秒)，ta表示用于确保最佳相分率的二次冷却的保持时间(秒)，Temp是二次冷却的中间温度，表示二次冷却的起点和终点之间的中间点的温度，并且各合金成分表示重量含量。
7.根据权利要去6所述的制造耐久性优异的热轧钢板的方法，其中，所述热精轧在Ar3-1000℃的温度范围进行。
8.一种耐久性优异的电阻焊钢管，其是通过对权利要求1所述的热轧钢板进行电阻焊接来制造的。
CN201880082722.2A 2017-12-21 2018-11-15 耐久性优异的热轧钢板及其制造方法 Active CN111511935B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020170177515A KR101988765B1 (ko) 2017-12-21 2017-12-21 내구성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
KR10-2017-0177515 2017-12-21
PCT/KR2018/013951 WO2019124747A1 (ko) 2017-12-21 2018-11-15 내구성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111511935A true CN111511935A (zh) 2020-08-07
CN111511935B CN111511935B (zh) 2022-02-15

Family

ID=66845803

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880082722.2A Active CN111511935B (zh) 2017-12-21 2018-11-15 耐久性优异的热轧钢板及其制造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11535908B2 (zh)
EP (1) EP3730634B1 (zh)
JP (1) JP7244715B2 (zh)
KR (1) KR101988765B1 (zh)
CN (1) CN111511935B (zh)
WO (1) WO2019124747A1 (zh)

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000039352A2 (en) * 1998-12-19 2000-07-06 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
CN103732779A (zh) * 2011-08-17 2014-04-16 株式会社神户制钢所 高强度热轧钢板

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH07150247A (ja) 1993-11-30 1995-06-13 Nkk Corp 建築用高強度低降伏比鋼管の製造方法
JP3716629B2 (ja) 1998-08-12 2005-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 薄物２相組織熱延鋼帯の製造方法
JP4051999B2 (ja) 2001-06-19 2008-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5045073B2 (ja) 2005-11-30 2012-10-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比を有する非調質高張力厚鋼板およびその製造方法
JP4840269B2 (ja) 2007-06-15 2011-12-21 住友金属工業株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5124866B2 (ja) 2007-09-03 2013-01-23 新日鐵住金株式会社 ハイドロフォーム用電縫管及びその素材鋼板と、これらの製造方法
JP5200653B2 (ja) 2008-05-09 2013-06-05 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板およびその製造方法
JP5679452B2 (ja) 2011-08-17 2015-03-04 株式会社神戸製鋼所 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
CN104220619B (zh) 2012-04-12 2016-08-24 杰富意钢铁株式会社 用于面向建筑结构构件的方形钢管的厚壁热轧钢板及其制造方法
KR101439610B1 (ko) * 2012-07-20 2014-09-11 주식회사 포스코 용접성이 우수한 저항복비 열연강판 및 그 제조방법
KR20140118315A (ko) 2013-03-28 2014-10-08 현대제철 주식회사 강판 및 그 제조 방법
KR101543860B1 (ko) 2013-11-05 2015-08-11 주식회사 포스코 내충격 특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101657403B1 (ko) * 2015-03-26 2016-09-13 현대제철 주식회사 열연강판 및 이의 제조 방법
JP6558252B2 (ja) * 2016-01-15 2019-08-14 日本製鉄株式会社 油井用高強度電縫鋼管
KR101714979B1 (ko) * 2016-07-18 2017-03-10 주식회사 포스코 소부경화능이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 이의 제조방법
KR101858853B1 (ko) 2016-12-19 2018-06-28 주식회사 포스코 용접성이 우수한 전봉강관용 열연강판 및 이의 제조방법

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2000039352A2 (en) * 1998-12-19 2000-07-06 Exxonmobil Upstream Research Company Ultra-high strength steels with excellent cryogenic temperature toughness
CN103732779A (zh) * 2011-08-17 2014-04-16 株式会社神户制钢所 高强度热轧钢板

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
童凤昭: "《工程材料》", 28 February 1987, 上海交通大学出版社 *

Also Published As

Publication number Publication date
KR101988765B1 (ko) 2019-06-12
EP3730634A4 (en) 2020-12-23
CN111511935B (zh) 2022-02-15
WO2019124747A1 (ko) 2019-06-27
JP7244715B2 (ja) 2023-03-23
EP3730634A1 (en) 2020-10-28
EP3730634B1 (en) 2022-05-04
US11535908B2 (en) 2022-12-27
JP2021507995A (ja) 2021-02-25
US20210010098A1 (en) 2021-01-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
US6364968B1 (en) High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
JP6396461B2 (ja) 高強度および高成形鋼を用いたスポット溶接継手ならびにその製造方法
US20130160889A1 (en) High-strength electric resistance welded steel tube and production method therefor
US11851727B2 (en) Hot-rolled steel sheet having excellent expandability and method for manufacturing same
CN110088331B (zh) 焊接性优异的电阻焊钢管用热轧钢板及其制造方法
JP4513552B2 (ja) 焼付硬化性と耐常温時効性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101543838B1 (ko) 내충격 특성이 우수한 저항복비 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN111511935B (zh) 耐久性优异的热轧钢板及其制造方法
KR101977487B1 (ko) 용접성이 우수한 열연강판 및 이의 제조방법
CN112400033B (zh) 具有高强度、高成型性、优异的烘烤硬化性的热轧镀覆钢板及其制造方法
KR101449137B1 (ko) 용접성 및 하이드로포밍 가공성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP2013249501A (ja) 機械的特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101977488B1 (ko) 확관성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
JP4670135B2 (ja) 歪時効硬化特性に優れた熱延鋼板の製造方法
EP4079913A1 (en) Steel for hot forming, hot-formed member, and manufacturing methods therefor
KR20220169497A (ko) 굽힘 특성이 우수한 고항복비 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR20230087773A (ko) 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
JP4325228B2 (ja) 深絞り成形性と歪時効硬化特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JPH05311325A (ja) Ｄｃバット溶接性に優れる高強度熱延鋼板とその製造法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for 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: 20230506

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