RU2527571C1 - Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и способ его изготовления - Google Patents

Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и способ его изготовления Download PDF

Info

Publication number
RU2527571C1
RU2527571C1 RU2013117401/02A RU2013117401A RU2527571C1 RU 2527571 C1 RU2527571 C1 RU 2527571C1 RU 2013117401/02 A RU2013117401/02 A RU 2013117401/02A RU 2013117401 A RU2013117401 A RU 2013117401A RU 2527571 C1 RU2527571 C1 RU 2527571C1
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
sheet
less
steel sheet
temperature
cooling
Prior art date
Application number
RU2013117401/02A
Other languages
English (en)
Inventor
Кацуми НАКАДЗИМА
Хаято САИТО
Ёсимаса ФУНАКАВА
Нориаки МОРИЯСУ
Такаюки МУРАТА
Original Assignee
ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
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 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН filed Critical ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Application granted granted Critical
Publication of RU2527571C1 publication Critical patent/RU2527571C1/ru

Links

Images

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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • 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
    • 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

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)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)

Abstract

Изобретение относится к области металлургии. Для повышения в горячекатаном стальном листе сопротивления усталости проводят черновую прокатку со степенью обжатия 80% или более и чистовую прокатку при температуре подачи чистовой прокатки в диапазоне 800-950°С стали, содержащей в мас.%: С 0,05-0,15, Si 0,2-1,2, Mn 1,0-2,0, Al 0,005-0,10, N 0,006 или менее, и по меньшей мере один элемент, выбранный из: Ti 0,03-0,13, Nb 0,02-0,10 и V 0,02-0,15, железо и неизбежные примеси - остальное. После завершения чистовой прокатки проводят охлаждение листа в две стадии, при этом на первом этапе лист охлаждают от температуры подачи чистовой прокатки до температуры 550-610°С со средней скоростью охлаждения 25°С/с или более, а на втором этапе его охлаждают от температуры охлаждения предшествующего этапа до температуры намотки 350-550°С или более и осуществляют намотку листа. Получен лист, в котором содержание мелкодисперсной фазы бейнита по доле площади в микроструктуре части поверхностного слоя глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа доходит до 50% или более и содержание мелкодисперсной фазы бейнита по доле площади в микроструктуре центральной части толщины листа, которая находится между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа, доходит до 90% или более, а предел прочности на разрыв TS составляет 780 МПа или более. 2 н. и 8 з.п. ф-лы, 3 табл., 1 ил.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
Настоящее изобретение относится к высокопрочному стальному листу, пригодному в качестве материала шасси автомобиля, конструкционных деталей, каркаса и рамы грузовых автомобилей и, в частности, к улучшению сопротивления усталости. В описании "высокопрочный" означает, что предел прочности на разрыв TS составляет 780 МПа или более.
Известный уровень техники
В последние годы нормативные акты о выхлопных газах были ужесточены с точки зрения охраны глобальной окружающей среды. При такой тенденции востребовано улучшение эффективности использования топлива автомобилем. Для удовлетворения такого спроса кузова автомобилей стали более легкими и детали становятся все более тонкими за счет использования материалов с высоким пределом прочности на разрыв. С увеличением прочности материалов автомобильных деталей растет спрос на улучшение технологичности материалов и повышение усталостной прочности для компенсации уменьшения толщины деталей.
Для соответствия таким требованиям, например, в патентном документе 1 раскрыт высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и пригодностью к отбортовке деформацией, высокопрочный горячекатаный стальной лист состава в % масс., С: 0,01-0,10%, Si: 2,0% или менее, Mn: 0,5-2,5% и в сумме 0,5 или менее одного или нескольких элементов, выбранных из V: 0,01-0,30%, Nb: 0,01-0,30%, Ti: 0,01-0,30%, Mo: 0,01-0,30%, Zr: 0,01-0,30% и W: 0,01-0,30%, в котором объемная доля бейнита составляет 80% или более, средний диаметр частиц r выделений равен или более значения, полученного по специальной формуле, исходя из отношения среднего атомного веса элементов, составляющих выделения, и отношения r/f среднего диаметра частиц к объемной доли выделений, составляет 12000 или менее. По технологии, описанной в патентном документе 1, микроструктура контролируется так, чтобы бейнит был основной структурой и происходило дисперсионное упрочнение бейнита карбидами Nb, V, Ti, и т.п., с тем, чтобы улучшить прочность, увеличить пригодность к отбортовке деформацией и соответственно укрупнение выделений, и тем самым обеспечить высокую усталостную прочность. Также описано, что для соответствующего укрупнения выделений, обработку с поддержанием скорости охлаждения 5°С/ч или менее предпочтительно проводить в течение 20 часов или более после намотки.
Патентный документ 2 описывает высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходной пригодностью к отбортовке деформацией и температурой порога хладоломкости 0°С или ниже, высокопрочный горячекатаный стальной лист, содержащий в % масс.: С 0,05-0,15%, Si 1,50% или менее, Mn 0,5-2,5%, P 0,035% или менее, Al 0,020-0,15% и Ti 0,05-0,2%, с микроструктурой, которая содержит 60-95% об. бейнита и с дисперсионным упрочнением или твердорастворным упрочнением феррита или феррита и мартенсита. По технологии, описанной в патентном документе 2, лист после намотки охлаждают со скоростью охлаждения 50°С/ч или более до температуры 300°С или менее так, что может быть предотвращена диффузия Р в границы зерен, температура порога хладоломкости становится 0°С или ниже и улучшается ударная вязкость и пригодность к отбортовке.
Патентный документ 3 описывает высокопрочный горячекатаный стальной лист с низким отношением предела текучести к пределу прочности, который содержит в % масс.: С 0,18% или менее, Si 0,5-2,5%, Mn 0,5-2,5%, P 0,05% или менее, S 0,02% или менее, Al 0,01-0,1% и один или оба из Ti 0,02-0,5% и Nb 0,02-1,0%, при этом содержание С, Ti и Nb удовлетворяет определенному соотношению, с микроструктурой, содержащей мартенсит и феррит, в которой Ti и Nb выделяются в виде карбидов, или микроструктурой, содержащей остаточный аустенит, мартенситы и ферриты, в которой Ti и Nb выделяются в виде карбидов. По технологии, описанной в патентном документе 3, каркас подвижных дислокаций высокой плотности формируют вблизи второй фазы для достижения низкого предела текучести к пределу прочности, и наличие второй фазы предотвращает распространение усталостных трещин и повышает сопротивление усталости.
Список цитированных источников
PTL 1 не прошедшая экспертизу патентная заявка JP 2009-84637.
PTL 2 JP №3889766.
PTL 3 JP 3219820.
Краткое изложение существа изобретения
Техническая проблема
По технологии, описанной в патентном документе 1, требуемая высокая прочность достигается дисперсионным упрочнением выделений, которые были соответствующим образом укрупнены. Таким образом, по сравнению со случаем, в котором упрочнение достигается мелкодисперсными выделениями, должны содержаться большие количества дорогостоящих легирующих элементов и, следовательно, существует проблема, заключающаяся в том, что стоимость материала является высокой. По технологии, описанной в патентном документе 1, используется высокая температура намотки 500°С и более для надлежащего укрупнения выделений. Когда температура намотки высокая, внутренние оксидные слои образуют на поверхностях стальных листов во время намотки, границы кристаллического зерна вблизи поверхностного слоя становятся хрупкими, и это ускоряет образование и развитие усталостных трещин. Следует также отметить, что согласно технологии, описанной в патентном документе 1, сопротивление усталости оценивается с помощью образца для испытания на сопротивление усталости, полученного зачисткой лицевой и задней поверхностей на 0,5 мм. Что касается явления усталости тонкого стального листа, так как состояние поверхностного слоя глубиной в несколько сотен микрометров от поверхности сильно влияет на возникновение усталостных трещин, проблема технологии, описанной в патентном документе 1, состоит в том, что недостаточно оцениваются усталостная прочность тонкого стального листа, включая поверхностный слой.
Технология, описанная в патентном документе 2, поясняет, что пригодность к отбортовке деформацией может быть улучшена путем предотвращения сегрегации Р на границах зерен. Однако патентный документ 2 не описывает улучшение сопротивления усталости и предотвращение сегрегации Р на границах зерен не обязательно прямо или безусловно способствуют повышению сопротивления усталости. По технологии, описанной в патентном документе 3, сопротивление усталости повышается дисперсионным упрочнением фазы феррита и сокращением разницы в прочности между фазой феррита и фазой мартенсита. Однако фаза феррита и фаза мартенсита отличаются друг от друга с точки зрения пластической деформации и деформационных свойств, кроме того, граница раздела между фазой феррита и фазой мартенсита скорее всего служит исходной точкой усталостных трещин. Таким образом, требуемое сопротивление усталости настоящего изобретения не достигается.
Настоящее изобретение преимущественно решает проблемы известного уровня техники, описанные ниже, и его целью является создание высокопрочного горячекатаного стального листа с превосходным сопротивлением усталости и способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа. Следует отметить, что "превосходное сопротивление усталости" означает то, что, например, образец с отшлифованной поверхностью проката, не подвергавшейся удалению окалины, выдерживает 2000000 циклов с пределом усталости 580 МПа или более при испытании при растягивающем напряжении с амплитудой напряжения 0,05 относительно коэффициента асимметрии цикла.
Пути решения проблемы
Общеизвестно, что усталостная прочность увеличивается с прочностью стали (материал). Однако было установлено, что в явлениях усталости тонких стальных листов существуют некоторые случаи, когда усталостная прочность уменьшается с увеличением прочности основного материала стального листа. Авторы настоящего изобретения интенсивно исследовали различные факторы, которые влияют на сопротивление усталости тонких стальных листов. В результате они обнаружили, что явление усталости тонких стальных листов в основном вызвано усталостными трещинами в поверхностном слое стального листа, поскольку трещины растут, развиваются и, наконец, вызывают разрушение, и что листа поверхностного слоя свойства стального существенно влияют на сопротивление усталости тонкого стального листа. То есть они обнаружили, что возникновение усталостных трещин сильно зависит от свойств поверхностного слоя стального листа, такие как неровности на поверхности и микроструктура поверхностного слоя стального листа. В частности, они обнаружили, что когда микроструктура области поверхностного слоя, глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа регулируется так, чтобы она содержала 50% или более фазы бейнита и неровности на поверхности стального листа снижаются насколько возможно удалением окалины горячей прокаткой, улучшается устойчивость к возникновению усталостных трещин, другими словами, свойства предотвращения возникновения усталостных трещин и свойства предотвращения развития усталостных трещин.
Изобретатели также обнаружили, что когда микроструктура в центральной части стального листа в направлении толщины контролируется так, чтобы содержала 90% или более мелкодисперсной фазы бейнита по площади, могут быть улучшены свойства развития усталостных трещин при сохранении искомой высокой прочности. Настоящее изобретение было сделано на основе этих сведений и дополнительных исследований. Настоящее изобретение кратко может быть изложено следующим образом.
(1) Высокопрочный горячекатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и содержащий в % масс.: С 0,05-0,15%, Si 0,2-1,2%, Mn 1,0-2,0%, P 0,03% или менее, S 0,0030% или менее, А1 0,005-0,10%, N 0,006% или менее и, по меньшей мере, один элемент, выбранный из Ti 0,03-0,13%, Nb 0,02-0,10% и V 0,02-0,15%, остальное Fe и неизбежные примеси, в котором часть поверхностного слоя глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа, содержит 50% или более фазы бейнита по площади, средний диаметр зерна фазы бейнита составляет 5 мкм или менее; центральная часть по толщине листа, которая находится между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа, содержит 90% или более фазы бейнита по площади, средний диаметр зерна фазы бейнита составляет 4 мкм или менее; и предел прочности на разрыв TS составляет 780 МПа или более.
(2) Высокопрочный горячекатаный стальной лист по (1), в состав которого добавлен, по меньшей мере, один элемент, выбранный из: Cr 0,01-0,2%, Мо 0,005-0,2%, Cu 0,005-0,2% и Ni 0,005-0,2% в % масс.
(3) Высокопрочный горячекатаный стальной лист по (1) или (2), в состав которого добавлен В 0,0002-0,003% в % масс.
(4) Высокопрочный горячекатаный стальной лист по (1)-(3), в состав которого добавлен один или оба из: Са 0,0005-0,03% и РЗМ 0,0005-0,03% в % масс.
(5) Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа с превосходным сопротивлением усталости, включающий нагрев стали до 1100-1250°С, стали состава в % масс.: С 0,05-0,15%, Si 0,2-1,2%, Mn 1,0-2,0%, P 0,03% или менее, S 0,0030% или менее, Al 0,005-0,10%, N 0,006% или менее и, по меньшей мере, один элемент, выбранный из Ti 0,03-0,13%, Nb 0,02-0,10% и V 0,02-0,15%, остальное Fe и неизбежные примеси, и выполнение горячей прокатки, которая включает черновую прокатку и чистовую прокатку для получения горячекатаного стального листа, в которых степень обжатия при черновой прокатке составляет 80% или более, температуру подачи при чистовой прокатке устанавливают в диапазоне 800-950°С, охлаждение, начинающееся сразу же после завершения чистовой прокатки, охлаждение, проводимое в две стадии, включающее на первой стадии процесс охлаждения листа после чистовой прокатки от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры первой стадии охлаждения в диапазоне 550-610°С со средней скоростью охлаждения 25°С/с или более и на второй стадии процесса охлаждения листа после чистовой прокатки от конечной температуры охлаждения первой стадии до температуры намотки со средней скоростью охлаждения 100°С/с и более, и намотку при температуре намотки 350-550°С.
(6) Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа по (5), в котором сталь дополнительно содержит, по меньшей мере, один элемент, выбранный из: Cr 0,01-0,2%, Мо 0,005-0,2%, Cu 0,005-0,2% и Ni 0,005-0,2% в % масс.
(7) Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа по (5) или (6), в котором сталь дополнительно содержит В 0,0002-0,003% в % масс.
(8) Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа по (5)-(7), в котором сталь дополнительно содержит один или оба из: Са 0,0005-0,03% и РЗМ0,0005-0,03% в % масс.
Положительные эффекты изобретения
В соответствии с настоящим изобретением, легко может быть изготовлен высокопрочный горячекатаный стальной лист с пределом прочности на разрыв TS 780 МПа или более и превосходным сопротивлением усталости по низким ценам и достигаются значительные промышленные преимущества. Кроме того, настоящее изобретение также способствует снижению веса автомобильных кузовов и толщины и веса различных промышленных механических деталей.
Краткое описание чертежей
Фиг.1 представляет собой схему, иллюстрирующую размеры и форму образца для испытания на усталость, используемого в примерах.
Осуществление изобретения
Далее будет описано обоснование ограничения состава стального листа настоящего изобретения. % масс. просто обозначает %, если не указано иное.
С: 0,05-0,15%
Углерод (С) является элементом, который повышает прочность стального листа упрочнением при превращении и способствует формированию более мелкодисперсной фазы бейнита. Для достижения таких эффектов, содержание С должно составлять 0,05% или более. Между тем, при содержании С, превышающим 0,15%, ухудшается свариваемость. Таким образом, содержание С ограничено диапазоном 0,05-0,15%, предпочтительно более 0,07%, но не более 0,11%.
Si: 0,2-1,2%
Кремний (Si) является элементом, который повышает прочность стального листа твердорастворным упрочнением и способствует повышению пластичности стали. Для достижения этих эффектов, содержание Si должно составлять 0,2% или более. При содержании Si, превышающем 1,2%, ухудшаются свойства поверхности стального листа, и затруднено устранение неровностей на поверхности стального листа, даже если интенсивно проводится удаление окалины во время горячей прокатки. Соответственно, содержание Si должно быть ограничено диапазоном 0,2-1,2%, предпочтительно 0,2-0,8%.
Mn: 1,0-2,0%
Марганец (Mn) является элементом, который повышает прочность стального листа твердорастворным упрочнением и упрочнением при превращении. Для достижения этого эффекта, содержание Мn должно быть 1,0% или более. При содержании марганца более 2,0%, происходит осевая ликвация в значительной степени, и заметно ухудшаются различные свойства. Соответственно содержание Мn ограничено диапазоном 1,0-2,0%, предпочтительно 1,2-1,9%.
Р: 0,03% или менее
Фосфор (Р) является элементом, обладающим эффектом повышения прочности стального листа формированием твердого раствора, однако фосфор легко образует внутренний оксидный слой в поверхностном слое стального листа при изготовлении горячекатаного стального листа и может негативно влиять на возникновение и развитие усталостных трещин. Таким образом, содержание Р предпочтительно должно быть как можно более низким, хотя содержание Р до 0,03% является допустимым. Соответственно содержание Р ограничено 0,03% или менее, предпочтительно 0,02% или менее.
S: 0,0030% или менее
Сера (S) образует сульфиды и снижает пластичность и технологичность стали. Таким образом, содержание S предпочтительно должно быть как можно более низким. Однако содержание S до 0,0030% является допустимым. Таким образом, содержание S ограничено 0,0030% или менее, предпочтительно 0,0020% или менее и более предпочтительно 0,0010% или менее.
Al: 0,005-0,10%
Алюминий (Al) является элементом, который действует как раскислитель и содержание Al 0,005% или более необходимо для достижения такого эффекта. При содержании Al, превышающем 0,10%, значительно увеличивается количество оксидов и усталостные характеристика и другие свойства стального листа ухудшаются. Соответственно, содержание Al ограничено диапазоном 0,005-0,10%, предпочтительно 0,015-0,06%.
N: 0,006% или менее
Азот (N) связывается с элементами, дающими нитриды, образует выделения нитридов и способствует формированию более мелкодисперсного кристаллического зерна. Однако когда содержание N велико, образуются крупные нитриды и вызывают ухудшение технологичности. Соответственно содержание N желательно снизить, насколько возможно, но содержание азота до 0,006% является допустимым. Соответственно содержание N ограничено 0,006% или менее, предпочтительно, 0,005% или менее и более предпочтительно 0,004% или менее.
По меньшей мере, один элемент, выбранный из: Ti 0,03-0,13%, Nb 0,02-0,10% и V 0,02-0,15%.
Титан (Ti), ниобий (Nb) и ванадий (V) все образуют карбонитриды, которые дают более мелкодисперсное кристаллическое зерно, способствует увеличению прочности дисперсионным упрочнением и улучшению прокаливаемости, и играют важную роль в формировании фазы бейнита. По меньшей мере, содержится один элемент из Ti, Nb и V. Для достижения этих эффектов, содержание Ti должно быть 0,03% или более, содержание Nb должна быть 0,02% или более и содержание V должно быть 0,02% или более. Между тем, при содержании Ti, превышающем 0,13%, содержании Nb, превышающим 0,10% и содержании V, превышающем 0,15%, увеличивается сопротивление деформации, давление прокатки при горячей прокатке и чрезмерно увеличивается нагрузка на прокатный стан, что затрудняет прокатку. Включение этих элементов в количестве, превышающем эти значения, приведет к образованию крупных выделений и снижению усталостных характеристик и других различных свойств. Соответственно, когда эти элементы должны быть включены в состав, диапазоны содержания ограничены для: Ti 0,03-0,13%, Nb 0,02-0,10% и V 0,02-0,15%, и предпочтительно Ti 0,05-0,12%, Nb 0,02-0,07% и V 0,02-0,10%.
Компоненты, описанные выше, являются основными компонентами. В дополнение к этим основным компонентам, по меньшей мере, один элемент, выбранный из: Cr 0,01-0,2%, Мо 0,005-0,2%, Cu 0,005-0,2%, Ni 0,005-0,2%, и/или В 0,0002-0,003% и/или один или оба из Са 0,0005-0,03% и РЗМ 0,0005-0,03% может содержаться в качестве дополнительных элементов.
По меньшей мере, один элемент, выбранный из Cr: 0,01-0,2%, Мо: 0,005-0,2%, Cu: 0,005-0,2%, Ni: 0,005-0,2%
Хром (Cr), молибден (Мо), медь (Cu) и никель (Ni) обладают эффектом улучшения прокаливаемое™ и, в частности, являются элементами, которые снижают температуру превращения бейнита и способствуют формированию более мелкодисперсной фазы бейнита. По меньшей мере, один элемент из Cr, Мо, Cu и Ni может быть выбран в качестве необходимого и включен в состав. Для достижения этих эффектов, содержание этих элементов должно быть Cr: 0,01% или более, Мо: 0,005% или более, Cu: 0,005% или более и Ni: 0,005% или более. При содержании Cr более 0,2%, коррозионная стойкость снижается. При содержании Мо более 0,2%, эффекты насыщаются и не следует ожидать улучшения результатов, соответствующих увеличению содержания, что является экономически невыгодным. При содержании Си более 0,2% и Ni более 0,2%, дефекты поверхности, которые образуются во время горячей прокатки и слой богатый по Cu или Ni остается на поверхности стального листа, способствуя возникновению усталостных трещин. Соответственно, когда эти элементы входят в состав, их содержимое их предпочтительно ограничено для Cr: 0,01-0,2%, Мо: 0,005-0,2%, Cu: 0,005-0,2%, Ni: 0,005-0,2% и более предпочтительно Cr: 0,01-0,1%, Мо: 0,005-0,1%, Cu: 0,005-0,1% и Ni:0,005-0,1%.
В: 0,0002-0,003%
Бор (В) выделяется на границах зерен и увеличивает прочность границ зерен. Этот эффект проявляется при содержании В 0,0002% или более. Однако при содержании В более 0,003%, могут возникать трещины в сварных частях. Соответственно когда В присутствует в составе, его содержание предпочтительно ограничено диапазоном 0,0002-0,003% и более предпочтительно 0,0002-0,0015%.
Один или оба из Са: 0,0005 - 0,03% и РЗМ: 0,0005 - 0,03%
Кальций (Са) и редкоземельные металлы (РЗМ) являются эффективными для регулирования морфологии сульфидов и один или оба из Са и РЗМ могут быть выбраны и включены в состав. Этот эффект проявляется при содержании Са 0,0005% или более и содержании РЗМ 0,0005% или более. Однако при содержании Са более 0,03% и содержании РЗМ более 0,03%, эффект насыщается и не следует ожидать улучшения эффектов, соответствующих увеличенному содержанию. Таким образом, когда эти элементы должны быть включены в состав, их содержание предпочтительно ограничено диапазоном Са: 0,0005-0,03% и РЗМ: 0,0005-0,03% и более предпочтительно Са: 0,0005-0,005% и РЗМ: 0,0005-0,005%. Остальное, отличное от вышеописанных компонентов, составляет Fe и неизбежные примеси.
Далее описаны обоснования ограничения микроструктуры горячекатаного стального листа настоящего изобретения. Горячекатаный стальной лист настоящего изобретения имеет часть поверхностного слоя с микроструктурой, которая включает 50% или более мелкодисперсной фазы бейнита по площади, и центральную часть толщины листа с микроструктурой, которая включает 90% или более фазы бейнита по площади. Что касается усталостных характеристик тонких стальных листов, свойства части поверхностного слоя являются решающим фактором, который контролирует усталостные характеристики. В горячекатаном стальном листе настоящего изобретения, микроструктура части поверхностного слоя включает в пересчете на площадь, 50% или более основной фазы мелкодисперсной фазы бейнита со средним размер зерна 5 мкм или менее. В описании "часть поверхностного слоя" означает часть глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа. Часть поверхностного слоя ограничена глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа, потому что, когда длина усталостных трещин становится более 0,5 мм, развитие усталостных трещин в основном определяется динамическими факторами и микроструктура стального листа мало влияет на них.
Когда основная фаза микроструктура части поверхностного слоя состоит из мелкодисперсной фазы бейнита со средним диаметром зерна 5 мкм или менее, возникновение усталостных трещин может быть подавлено с обеспечением требуемой высокой прочности и может быть улучшено сопротивление усталости. Когда доля площади фазы бейнита в части поверхностного слоя составляет менее 50%, или средний диаметр зерна фазы бейнита составляет более 5 мкм, способность подавлять возникновение усталостных трещин значительно снижается. Предпочтительно средний диаметр зерна составляет 4 мкм или менее. В описании "бейнит" относится к бейниту и бейнитному ферриту, отличному от полигонального феррита, перлита, мартенсита и карбидов.
В части поверхностного слоя фаза, отличная от основной фазы, бейнит, является вторичной фазой. Примеры второй фазы включают мартенсит, перлит и остаточную у фазы. С точки зрения подавления возникновения усталостных трещин, площадь вторичной фазы предпочтительно составляет 20% или менее. В горячекатаном стальном листе настоящего изобретения микроструктура центральной части по толщине листа включает по доле площади 90% или более основной фазы, которая является мелкодисперсной фазой бейнита со средним диаметр зерна 4 мкм или менее. "Центральная часть по толщине листа" означает часть, которая находится между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа.
Когда основная фаза микроструктуры центральной части по толщине является мелкодисперсной фазой бейнита со средним диаметр зерна 4 мкм или менее, развитие усталостных трещин может быть подавлено при обеспечении требуемой высокой прочности. При увеличении доли фазы бейнита или при снижении дисперсности фазы бейнита повышается предел текучести, область пластической деформации на конце трещины уменьшается и развитие усталостных трещин может быть замедлено. Если доля площади мелкодисперсной фазы бейнита менее 90% или средний диаметр зерна фазы бейнита составляет более 4 мкм, способность подавлять развитие усталостных трещин значительно уменьшается. Предпочтительно средний диаметр зерна фазы бейнита составляет 3,5 мкм или менее и доля площади фазы бейнита составляет 95% и более.
Примеры вторичной фазы, отличной от основной фазы в центральной части по толщине листа включают фазы мартенсита, перлита и остаточной у фазы. Доля вторичной фазы предпочтительно менее 10% по площади с точки зрения подавления развития усталостных трещин. В центральной части листа по толщине может быть только одна фаза, состоящим из основной фазы, которая является мелкодисперсной фазой бейнита.
Далее описан предпочтительный способ изготовления горячекатаного стального листа в соответствии с настоящим изобретением. Сталь вышеописанного состава нагревают и подвергают горячей прокатке, которая включает черновую прокатку и чистовую прокатку для изготовления горячекатаного стального листа. Способ изготовления стали особенно не ограничен. Любой общеизвестный метод, который включает получение расплавленной стали вышеописанного состава плавлением в конвертере и т.п. и разливку жидкой стали путем, например, непрерывным литьем, могут быть использованы так, чтобы приготовить сталь, например сляб. Без затруднений может быть использован способ разливки-проковки.
Температура нагрева: 1100-1250°С
Во-первых, сталь нагревают. В настоящем изобретении температура нагрева является важным фактором для формирования мелкодисперсной фазы бейнита в части поверхностного слоя и составляет 1100-1250°С. При температуре нагрева менее 1100°С, выделения карбонитридов в стали недостаточно переплавляются и требуемые эффекты не могут быть достигнуты введением легирующих элементов. Когда температура нагрева более 1250°С, зерна аустенита в поверхностном слое стали становиться крупными и, таким образом, фаза бейнита в поверхностном слое в конечном итоге также становится крупной. Кроме того, нагрев при такой высокой температуре дает эвтектические оксиды с низкой температурой плавления, содержащие Si, в окалине, и эти оксиды проникают в поверхностный слой стального листа по границе зерен и способствует возникновению и развитию усталостных трещин. Таким образом, температура нагрева стали ограничена диапазоном 1100-1250°С.
Проводят горячую прокатку нагретой стали, которая включает черновую прокатку и чистовую прокатку, так чтобы получить горячекатаный стальной лист с требуемыми размерами и формой.
Степень обжатия при черновой прокатке: 80% или более
Для контроля свойства поверхности конечного стального листа в пределах требуемых свойств, степень обжатия при черновой прокатке должно быть 80% или более. Степень обжатия рассчитывается следующим образом {(толщина сляба) - (толщина горячекатаной полосы)}/(толщина сляба)х100 (%).Степень обжатия более предпочтительно составляет 85% или более.
При увеличении степени обжатия при черновой прокатке, оксиды на границе зерен и гранулированные оксиды, образующиеся в нагревательной печи растягиваются и свойства поверхности, такие как неровности поверхности, на конечном стальном листе могут регулироваться так, что свойства поверхности способствуют подавлению возникновения усталостных трещин. Следует отметить, что предпочтительно проводить удаление окалины до черновой прокатки или чистовой прокатки или в ходе прокатки между клетями.
Температура чистовой прокатки: 800-950°С
После черновой прокатки проводят чистовую прокатку. В чистовой прокатке температура подачи составляет 800-950°С. Если температура подачи в чистовой прокатке ниже 800°С, прокатка проводится при температуре двухфазной области, и таким образом крупная деформирваанная структура остается в поверхностном слое стального листа, в результате чего снижается сопротивление усталости. В противоположность этому, при температуре подачи чистовой прокатки выше 950°С, зерна аустенита становятся чрезмерно крупными, микроструктура поверхностного слоя конечного стального листа состоит из крупной фазы бейнита и сопротивление усталости снижается. Соответственно температура подачи чистовой прокатки ограничено диапазоном 800-950°С и более предпочтительно 830-920°С. Температура подачи чистовой прокатки в описании является температурой поверхности.
Охлаждение начинают немедленно и предпочтительно в течение 1,5 секунды после завершения чистовой прокатки. Охлаждение проводят на двух стадиях, а именно первая стадия охлаждения и вторая стадия охлаждения. На первой стадии охлаждения конечная температура на первой стадии охлаждения составляет 550-610°С и охлаждение проводят от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры первой стадии охлаждения со средней скоростью охлаждения 25°С/с или более. На второй стадии охлаждения, проводят охлаждение от конечной температуры первой стадии до температуры намотки при средней скорости охлаждения 100°С/с или более с последующей намоткой. Эта температура является температурой поверхности.
Средняя скорость охлаждения от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры охлаждения 550-610°С: 25°С/с или более
При скорости охлаждения менее 25°С/с выделяется доэвтектоидный феррит и не может быть получена требуемая микроструктура с основной фазой, состоящей из фазы бейнита в поверхностном слое и в центральной части толщины листа. Соответственно на первой стадии охлаждения средняя скорость охлаждения от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры первой стадии охлаждения ограничена 25°С/с или более. Следует отметить, что хотя нет необходимости определять верхний предел скорости охлаждения на первой стадии охлаждения, себестоимость существенно увеличится, если средняя скорость охлаждения увеличивается до более 300°С/с.
Соответственно верхний предел предпочтительно составляет около 300°С/сек.
Конечная температура первой стадии охлаждения составляет 550-610°С. Если конечная температура охлаждения менее 550°С или более 610°С, затруднено надежное получение требуемой микроструктуры. Соответственно конечная температура охлаждающей на первой стадии охлаждения ограничена диапазоном 550-610°С.
Средняя скорость охлаждения от конечной температуры охлаждения первой стадии до температуры намотки: 100°С/с или выше
Стальной лист, имеющий состав в соответствии с изобретением, претерпевает превращение из аустенита в бейнит в этом диапазоне температур. Охлаждение в этом диапазоне температур имеет решающее значение для обеспечения формирования требуемой мелкодисперсной бейнитной микроструктуры. При скорости охлаждения на второй стадии охлаждения 100°С/с или более так, что проводится быстрое охлаждение мелкодисперсная бейнитная микроструктура могут быть сформирована в части поверхностного слоя и в центральной части толщины листа. При средней скорости охлаждения менее 100°С/с микроструктура становится крупной при охлаждении и уже невозможно получить мелкодисперсную фазу бейнита со средним диаметром зерна 5 мкм или менее в части поверхностного слоя и средним диаметром зерна 4 мкм или менее в центральной части толщины листа. Таким образом, средняя скорость охлаждения на второй стадии охлаждения не должна превышать 100°С/с. или более. Отсутствует необходимость в определении верхнего предела скорости охлаждения на второй стадии охлаждения. Однако стоимость производства значительно возрастает, если средняя скорость охлаждения составляет более 350°С/с. Соответственно верхний предел предпочтительно составляет около 350°С/с.
Температура намотки: 350-550°С
При температуре намотки менее 350°С образуется твердая фаза мартенсита и не может быть получена требуемая микроструктура, в результате чего снижается сопротивление усталости и не достигается необходимая пластичность. При температуре намотки более 550°С иногда образуются фаза перлита и сопротивление усталости будет ухудшаться. Соответственно температура намотки ограничена диапазоном 350-550°С, предпочтительно 500°С или менее, более предпочтительно 450°С или менее.
После намотки окалина, образующаяся на поверхности, может быть удалена травлением обычным способом. Естественно, что после обработки травлением, может быть проведена дрессировка горячекатаного листа или обработка с нанесением покрытия, такая как цинкование или гальваническое покрытие, или химической конвертация. Настоящее изобретение может проявлять усиленный эффект при применении к горячекатаным стальным листам толщиной более 4 мм.
Примеры
Расплавленную сталь состава, представленного в таблице 1, готовят плавлением в конвертере и непрерывно разливают в слябы (материалы стали). Каждый стальной сляб нагревают и проводят горячую прокатку, включающую черновую и чистовую прокатку в условиях, приведенных в таблице 2. После завершения чистовой прокатки проводят охлаждение в условиях, описанных в таблице 2, и проводят намотку при температуре намотки, представленной в таблице 2 так, чтобы получить горячекатаный стальной лист толщиной, приведенной в таблице 2. Следует отметить, что охлаждение начинают в течение 1,5 секунд после завершения чистовой прокатки. В таблице представлена средняя скорость охлаждения от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры охлаждения на первой стадии охлаждения. Представлена средняя скорость охлаждения на второй стадии охлаждения от конечной температуры охлаждения первой стадии до температуры намотки.
Образец отбирают из полученного горячекатаного стального листа и проводят исследование структуры, испытание на растяжение и усталостное испытание для оценки прочности и сопротивления усталости. Методы испытания следующие.
(1) исследование структуры
Образец для исследования структуры отбирают из полученного горячекатаного стального листа. Поперечное сечение листа параллельное направлению прокатки полируют и травят 3% раствором ниталя для проявления микроструктуры и микроструктуру части поверхностного слоя и центральной части толщины листа изучают с помощью сканирующего электронного микроскопа (увеличение: 3000). Пять или более областей наблюдения фотографируют и анализируют изображения для расчета доли микроструктуры соответствующей фазы и среднего диаметра зерна фазы бейнита. В части поверхностного слоя первый снимок делают в положении, которое на 50 мкм глубже внешней поверхности. Последующие фотографии делают с интервалами 50 мкм, начиная с этой позиции. В центральной части толщины листа, в общей сложности делают пять фотографий на пяти позициях на глубине 2/8, 3/8, 4/8, 5/8 и 6/8 толщины листа.
Средний диаметр зерна определяют путем нанесения двух линий перпендикулярно пересекающихся друг с другом, длиной 80 мм, с наклоном 45° к направлению толщины на фотографии полученной микроструктуры, измерением длины отрезка до пересечения с каждым зерном и вычисления среднего арифметического числа пересечений. Полученное среднее значение считают средним диаметром зерна фазы бейнита этого стального листа. Часть поверхностного слоя относится к области глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины. Центральная часть толщины листа относится к области, которая находится между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа в направлении толщины.
(2) Испытание на растяжение
Отбирают образец по JIS №5 (GL: 50 мм) из полученного горячекатаного стального листа так, чтобы направление растяжения было перпендикулярно направлению прокатки и испытание на растяжение проводят в соответствии с JIS Z 2241. Определяют свойства при растяжении (предел текучести (точка начала текучести) YP, предел прочности при растяжении TS и удлинение Е1).
(3) Испытание на усталость
Отбирают отшлифованный образец, имеющий размеры и форму, показанные на фиг.1, из полученного горячекатаного стального листа с поверхностью в состоянии после ковки так, чтобы продольное направление образца было перпендикулярным к направлению прокатки и проводят испытание на одноосную усталость. Используют циклический режим нагружения с коэффициентом асимметрии цикла R 0,05 и частотой 15 Гц. Амплитуду нагружения изменяют в 6 этапов, измеряют цикл напряжений до разрыва, регистрируют кривую SN и регистрируют 2000000 циклов испытания усталостной прочности (амплитуда напряжения).
Результаты представлены в таблице 3.
Таблица 1
№ стали Химический состав, % масс. Примечание
С Si Mn P S Al N Ti, Nb, V Cr, Ni, Mo, Cu В Са, РЗМ
А 0,052 0,46 1,46 0,028 0,0018 0,069 0,0055 Ti: 0,035, Nb: 0,050, V: 0,02 - 0,0002 РЗМ: 0,0019 Пример
В 0,105 1,04 1,99 0,011 0,0022 0,055 0,0039 Ti: 0,093 Cu:0,015,Ni:0,024 - - Пример
С 0,071 0,62 1,29 0,008 0,0006 0,028 0,0027 Ti: 0,104 - - - Пример
D 0,092 1,19 1,15 0,023 0,0029 0,022 0,0023 Ti:0,118 - - Са: 0,0028 Пример
Е 0,109 0,78 1,25 0,018 0,0009 0,059 0,0033 Ti: 0,055 Cr: 0,2 - - Пример
F 0,142 0,21 1,09 0,006 0,0014 0,011 0,0010 Ti: 0,129 Mo: 0,012 - - Пример
G 0,052 0,61 1,31 0,011 0,0010 0,029 0,0032 Ti: 0.142 - - - Пример сравнения
Н 0,061 0,92 1,45 0,015 0,0020 0,038 0,0039 Ti: 0,169, Nb: 0,059 Ni: 0,04, Cr: 0,05 - - Пример сравнения
I 0,069 1.41 1,71 0,007 0,0011 0,044 0,0019 Ti: 0,055 - - - Пример сравнения
J 0,087 0,77 1,54 0,015 0,0008 0,031 0,0026 Nb: 0,069 - 0,0012 - Пример
К 0,059 0,35 1,23 0,019 0,0013 0,018 0,0019 V: 0,113 - - - Пример
L 0,099 1,11 124 0,021 0,0018 0,051 0,0046 Nb: 0,079, V: 0,039 - - - Пример сравнения
Таблица 2
№ горячеката ного стального листа. № стали Толщина мм Условия горячей прокатки Условия охлаждения Условия намотки Примечание
Температура нагрева (°С) Степень обжатия при черновой прокатке (%) Температура подачи чистовой прокатки (°С) Первая стадия охлаждения Вторая стадия охлаждения Температура намотки (°С)
Средняя скорость охлаждения* (°С/с) Конечная температура охлаждения (°С) Средняя скорость охлаждения** (°С/с)
1 А 2,5 1085 89 890 155 590 230 505 Пример сравнения
2 А 2,5 1120 88 875 175 565 215 475 Пример
3 А 4,5 1210 82 945 225 560 160 330 Пример сравнения
4 В 2,5 1180 91 870 190 555 245 405 Пример
5 С 6,0 1195 88 895 125 580 155 425 Пример
6 С 6,0 1215 80 975 40 595 110 495 Пример сравнения
7 с 6,0 1225 82 920 20 600 100 425 Пример сравнения
8 D 6,0 1175 81 865 40 555 130 540 Пример
9 Е 4,5 1200 84 890 40 605 120 410 Пример
10 F 2,5 1250 88 825 180 585 105 385 Пример
11 G 2,5 1230 83 905 45 550 195 345 Пример сравнения
12 Н 4,5 1215 65 875 55 600 110 525 Пример сравнения
13 I 2,5 1200 80 855 25 595 55 465 Пример сравнения
14 J 2,5 1245 87 865 115 560 205 395 Пример
15 К 4,5 1135 85 889 95 595 145 465 Пример
16 L 2,5 1295 82 835 220 560 185 395 Пример сравнения
*) Средняя скорость охлаждения от температуры подачи чистовой прокатки до конечной температуры охлаждения
**) Средняя скорость охлаждения от конечной температуры первой стадии охлаждения до температуры намотки
Таблица 3
№ горячекатаного стального листа № стали Микроструктура части поверхностного слоя Микроструктура центральной части толщины слоя Способность к растяжению Усталостная прочность Примечание
    Тип В доля (% площади) В средний диаметр зерна (микрометр) Тип* В доля (% площади) В средний диаметр зерна (микрометр) YS (МПа) TS (МПа) El (%) Усталостная прочность**  
1 А В, F, Р, М 41,0 5,5 B, F, M 89.0 6.3 612 766 19,3 505 Пример сравнения
2 А В. F, Р, М 83,0 4,8 B, F, M 95,5 3,8 743 865 22,9 650 Пример
3 А В, F. Р, М 46,0 6,7 B, F, M 12.0 7.7 714 883 21,7 489 Пример сравнения
4 В B,F,M 89.0 3,3 B, F, M 98,0 2,3 882 985 18,5 695 Пример
5 С B,F,P 75,0 3,9 B, F, M 96,0 3,1 728 822 27,9 645 Пример
6 С B,F,P 47,0 9,4 B, F, M 79.0 19 699 789 21,1 505 Пример сравнения
7 С B,F,P 28,0 6,5 B, F, P 35,5 7.1 686 796 22,6 515 Пример сравнения
8 D B,F,P 66,0 4,1 B, F, P 96,5 3,9 722 819 24,9 555 Пример
9 Е B,F,M 58,0 4,7 B, F, P 99,0 3,3 731 836 23,6 575 Пример
10 F B,F,M 55,0 4,7 B, F, M 97,5 1,9 887 992 21,7 680 Пример
11 G B,F,P 38.0 8,8 B, F, M 24.0 10,1 599 744 19,4 490 Пример сравнения
12 Н B,F,P 42,0 6,5 B, F, P 78.0 4.6 716 805 20.9 530 Пример сравнения
13 I B,F,P 55,0 6,1 B, F, M 84,0 6.9 701 790 19.5 525 Пример сравнения
14 J B,F,M 65,5 4,1 B, F, M 97,0 3,3 745 926 19,3 615 Пример
15 К B,F,P 65,5 4,4 B, F, P 96,0 3,8 694 798 24,5 565 Пример
16 L M,F,B 4,3 8,9 M, B 12,1 3,8 921 1022 12.9 535 Пример сравнения
*) В: бейнит, М: мартенсит, F: феррит, Р: перлит
**) 2000000 циклов испытания усталостной прочности
Во всех примерах настоящего изобретения получен высокопрочный горячекатаный стальной лист с высокой прочностью, т.е. с пределом прочности на разрыв TS 780 МПа или более и превосходным сопротивлением усталости, т.е. 2000000 циклов испытания усталостной прочности при 580 МПа или более. Напротив, в сравнительных примерах вне диапазона настоящего изобретения не достигается требуемая прочность или сопротивление усталости и одновременно и требуемая прочность и сопротивление усталости.

Claims (10)

1. Высокопрочный горячекатаный стальной лист с повышенным сопротивлением усталости, содержащий в мас.%:
С 0,05-0,15
Mn 1,0-2,0
S 0,0030 или менее
N 0,006 или менее
Si 0,2-1,2
P 0,03 или менее
Al 0,005-0,10,
по меньшей мере один элемент, выбранный из Ti 0,03-0,13, Nb 0,02-0,10 и V 0,02-0,15, остальное Fe и неизбежные примеси, в котором часть поверхностного слоя глубиной 500 мкм от поверхности в направлении толщины листа имеет 50% или более по площади фазы бейнита со средним диаметром зерна 5 мкм или менее, центральная часть по толщине листа, находящаяся между 1/4 толщины листа и 3/4 толщины листа, имеет 90% или более по площади фазы бейнита, со средним диаметром зерна 4 мкм или менее и предел прочности на разрыв TS составляет 780 МПа или более.
2. Высокопрочный горячекатаный стальной лист по п.1, который дополнительно содержит по меньшей мере один элемент, выбранный из, мас.%: Cr 0,01-0,2, Мо 0,005-0,2, Cu 0,005-0,2 и Ni 0,005-0,2.
3. Высокопрочный горячекатаный стальной лист по п.1, который дополнительно содержит В 0,0002-0,003 мас.%.
4. Высокопрочный горячекатаный стальной лист по п.2, который дополнительно содержит В 0,0002-0,003 мас.%.
5. Высокопрочный горячекатаный стальной лист по любому из пп.1-4, который дополнительно содержит один или оба из, мас.%: Са 0,0005-0,03 и РЗМ 0,0005-0,03.
6. Способ изготовления высокопрочного горячекатаного стального листа с повышенным сопротивлением усталости, включающий нагрев до 1100-1250°С стали, содержащей в мас.%:
С 0,05-0,15
Mn 1,0-2,0
S 0,0030 или менее
N 0,006% или менее
Si 0,2-1,2
Р 0,03% или менее
Al 0,005-0,10,
по меньшей мере один элемент, выбранный из: Ti 0,03-0,13, Nb 0,02-0,10 и V 0,02-0,15, остальное Fe и неизбежные примеси, горячую прокатку, состоящую из черновой и чистовой прокатки с получением горячекатаного стального листа, охлаждение и намотку, причем степень обжатия при черновой прокатке составляет 80% или более, температуру подачи при чистовой прокатке устанавливают в диапазоне 800-950°С, а охлаждение осуществляют непосредственно после завершения чистовой прокатки и проводят его в две стадии, при этом на первой стадии осуществляют охлаждение листа после чистовой прокатки от температуры подачи при чистовой прокатки до конечной температуры первой стадии охлаждения в диапазоне 550-610°С со средней скоростью охлаждения 25°С/с или более, на второй стадии осуществляют охлаждение листа после чистовой прокатки от конечной температуры охлаждения на первой стадии до температуры намотки со средней скоростью охлаждения 100°С/с или более и проводят намотку при температуре 350-550°С.
7. Способ по п.6, в котором сталь дополнительно содержит по меньшей мере один элемент, выбранный из, мас.%: Cr 0,01-0,2, Мо 0,005-0,2, Cu 0,005-0,2, Ni 0,005-0,2.
8. Способ по п.6, в котором сталь дополнительно содержит В 0,0002-0,003 мас.%.
9. Способ по п.7, в котором сталь дополнительно содержит В 0,0002-0,003 мас.%.
10. Способ по любому из пп.6-9, в котором сталь дополнительно содержит один или оба из, мас.%: Са 0,0005-0,03 и РЗМ 0,0005-0,03.
RU2013117401/02A 2010-09-17 2011-09-15 Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и способ его изготовления RU2527571C1 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-210188 2010-09-17
JP2010210188A JP5126326B2 (ja) 2010-09-17 2010-09-17 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
PCT/JP2011/071764 WO2012036312A1 (ja) 2010-09-17 2011-09-15 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

Publications (1)

Publication Number Publication Date
RU2527571C1 true RU2527571C1 (ru) 2014-09-10

Family

ID=45831764

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2013117401/02A RU2527571C1 (ru) 2010-09-17 2011-09-15 Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и способ его изготовления

Country Status (9)

Country Link
US (1) US20130276940A1 (ru)
EP (1) EP2617853B1 (ru)
JP (1) JP5126326B2 (ru)
KR (1) KR101492753B1 (ru)
CN (1) CN103108971B (ru)
BR (1) BR112013005851A2 (ru)
MX (1) MX2013002893A (ru)
RU (1) RU2527571C1 (ru)
WO (1) WO2012036312A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2758602C1 (ru) * 2020-08-05 2021-11-01 Акционерное общество «ЕВРАЗ Нижнетагильский металлургический комбинат» (АО «ЕВРАЗ НТМК») Колонный двутавр с толщиной полки до 40 мм
RU2798439C1 (ru) * 2020-07-31 2023-06-22 Шандон Айрон Энд Стил Компани Лтд. СТОЙКАЯ К НИЗКИМ ТЕМПЕРАТУРАМ ГОРЯЧЕКАТАНАЯ ДВУТАВРОВАЯ СТАЛЬ ДЛЯ СУДОСТРОЕНИЯ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ 355 МПа И СПОСОБ ЕЁ ИЗГОТОВЛЕНИЯ

Families Citing this family (52)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101555418B1 (ko) * 2011-04-13 2015-09-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판 및 그 제조 방법
CA2832890C (en) 2011-04-13 2016-03-29 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet for gas nitrocarburizing and manufacturing method thereof
CN102787272B (zh) * 2012-07-26 2013-10-16 北京科技大学 一种汽车厢体用热轧酸洗高强钢的制备方法
IN2014DN09672A (ru) * 2012-08-21 2015-07-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
PE20151042A1 (es) * 2012-09-14 2015-07-27 Salzgitter Mannesmann Prec Gmbh Aleacion de acero para un acero de alta resistencia, de baja aleacion
CN110331335A (zh) * 2013-03-19 2019-10-15 杰富意钢铁株式会社 具有780MPa以上的拉伸强度的高强度热轧钢板
JP2014185359A (ja) * 2013-03-22 2014-10-02 Jfe Steel Corp 高強度鋼板
JP5641087B2 (ja) * 2013-04-15 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
US20160060723A1 (en) * 2013-04-15 2016-03-03 Jfe Steel Corporation High strength hot-rolled steel sheet and method of producing the same
WO2014171062A1 (ja) * 2013-04-15 2014-10-23 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
JP5641086B2 (ja) * 2013-04-15 2014-12-17 Ｊｆｅスチール株式会社 量産打抜き性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR101758003B1 (ko) 2013-04-15 2017-07-13 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 열연 강판
EP2987887B1 (en) * 2013-04-15 2019-09-11 JFE Steel Corporation High strength hot rolled steel sheet and method for producing same
WO2014188966A1 (ja) 2013-05-21 2014-11-27 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板及びその製造方法
JP6211946B2 (ja) * 2013-09-20 2017-10-11 株式会社神戸製鋼所 疲労特性に優れた厚鋼板およびその製造方法
JP5821929B2 (ja) * 2013-10-29 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 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
US9869009B2 (en) * 2013-11-15 2018-01-16 Gregory Vartanov High strength low alloy steel and method of manufacturing
KR101560948B1 (ko) 2013-12-25 2015-10-15 주식회사 포스코 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법
JP6064896B2 (ja) * 2013-12-27 2017-01-25 Ｊｆｅスチール株式会社 耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材およびその製造方法並びに耐疲労き裂伝ぱ特性に優れた鋼材の判定方法
KR101910444B1 (ko) * 2014-02-27 2018-10-22 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그의 제조 방법
WO2016001706A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet
WO2016001702A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
CN104561780A (zh) * 2014-12-04 2015-04-29 昆明理工大学 一种q420级抗震钢和用炉卷轧机生产q420级抗震钢的方法
CN104561796B (zh) * 2014-12-19 2016-08-24 宝山钢铁股份有限公司 抗疲劳裂纹扩展优良钢板及其制造方法
US11401571B2 (en) 2015-02-20 2022-08-02 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
US10689737B2 (en) 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
CN107406951B (zh) * 2015-03-31 2019-09-24 杰富意钢铁株式会社 高强度和高韧性钢板及其制造方法
US20180119240A1 (en) * 2015-04-01 2018-05-03 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel sheet and method of manufacturing same
KR102091103B1 (ko) * 2015-07-31 2020-03-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 가공 유기 변태형 복합 조직 강판 및 그 제조 방법
JP6455461B2 (ja) * 2016-02-26 2019-01-23 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US10889879B2 (en) 2016-08-05 2021-01-12 Nippon Steel Corporation Steel sheet and plated steel sheet
MX2019000576A (es) 2016-08-05 2019-09-02 Nippon Steel Corp Lámina de acero y lámina de acero chapada.
KR102478368B1 (ko) * 2017-03-30 2022-12-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판 및 그의 제조 방법 그리고 내사우어 라인 파이프용 고강도 강판을 이용한 고강도 강관
KR102339890B1 (ko) * 2017-09-08 2021-12-15 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
KR101999022B1 (ko) * 2017-12-26 2019-07-10 주식회사 포스코 피로균열 전파 억제 특성이 우수한 구조용 고강도 강재 및 그 제조방법
JP6569745B2 (ja) * 2018-01-29 2019-09-04 Ｊｆｅスチール株式会社 コイルドチュービング用熱延鋼板およびその製造方法
CN110643894B (zh) 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
CN112752857B (zh) * 2018-09-28 2022-06-03 杰富意钢铁株式会社 耐酸性管线管用高强度钢板及其制造方法及使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管
CN112752858B (zh) * 2018-09-28 2022-07-22 杰富意钢铁株式会社 耐酸性管线管用高强度钢板和其制造方法以及使用耐酸性管线管用高强度钢板的高强度钢管
KR102131527B1 (ko) * 2018-11-26 2020-07-08 주식회사 포스코 내구성이 우수한 고강도 강재 및 이의 제조방법
JP6819840B1 (ja) * 2019-06-14 2021-01-27 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
CN110343960B (zh) * 2019-07-26 2020-08-11 马鞍山钢铁股份有限公司 一种高冷弯性能汽车用钢及其制造方法
JP7381842B2 (ja) 2019-08-20 2023-11-16 日本製鉄株式会社 厚鋼板
CN111719084A (zh) * 2020-06-15 2020-09-29 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛厚规格出口合金钢生产方法
CN111607746A (zh) * 2020-06-15 2020-09-01 南京钢铁股份有限公司 一种极低成本含钛薄规格出口合金钢生产方法
CN111893384B (zh) * 2020-07-31 2021-10-22 东北大学 一种高止裂性能贝氏体大梁钢及其制备方法
CN115125440A (zh) * 2022-06-16 2022-09-30 邯郸钢铁集团有限责任公司 一种长疲劳寿命传动轴管用高性能钢带的制备方法
CN115198206B (zh) * 2022-06-21 2023-09-15 首钢集团有限公司 一种高力学性能热轧复相钢及其制备方法
WO2023246899A1 (zh) * 2022-06-22 2023-12-28 宝山钢铁股份有限公司 高扩孔钢及其制造方法
CN115945873B (zh) * 2023-03-09 2023-06-13 太原理工大学 一种预拉伸与表面机械滚压复合提升材料疲劳性能的方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2790009A1 (fr) * 1999-02-22 2000-08-25 Lorraine Laminage Acier dual-phase a haute limite d'elasticite
RU2203330C2 (ru) * 1997-12-19 2003-04-27 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Сверхвысокопрочная аустенитно-стареющая сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
RU2418090C2 (ru) * 2008-02-19 2011-05-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54132421A (en) * 1978-04-05 1979-10-15 Nippon Steel Corp Manufacture of high toughness bainite high tensile steel plate with superior weldability
JP3219820B2 (ja) 1991-12-27 2001-10-15 川崎製鉄株式会社 低降伏比高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3440894B2 (ja) * 1998-08-05 2003-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れる高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2001220647A (ja) * 2000-02-04 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
JP3889766B2 (ja) 2005-03-28 2007-03-07 株式会社神戸製鋼所 穴拡げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4825025B2 (ja) * 2006-03-09 2011-11-30 株式会社神戸製鋼所 疲労亀裂進展抑制および溶接熱影響部の靭性に優れた高降伏比高張力鋼板
JP5040197B2 (ja) * 2006-07-10 2012-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れ、かつ熱処理後の強度靭性に優れた熱延薄鋼板およびその製造方法
JP4646881B2 (ja) * 2006-09-15 2011-03-09 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた熱延鋼板
JP5251089B2 (ja) * 2006-12-04 2013-07-31 新日鐵住金株式会社 低温靱性に優れた高強度厚肉ラインパイプ用溶接鋼管及びその製造方法
JP4716332B2 (ja) * 2006-12-21 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性及び表面性状に優れた熱延鋼板並びにその製造方法
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
JP5200984B2 (ja) * 2008-04-21 2013-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 ７８０ＭＰａ以上の引張強度を有する高強度熱延鋼板の製造方法
JP4436419B2 (ja) * 2008-05-02 2010-03-24 新日本製鐵株式会社 疲労特性と曲げ成形性に優れた機械構造鋼管用熱延鋼板とその製造方法
JP5630026B2 (ja) * 2009-01-30 2014-11-26 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた厚肉高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP5499734B2 (ja) * 2009-01-30 2014-05-21 Ｊｆｅスチール株式会社 低温靭性に優れた極厚高張力熱延鋼板およびその製造方法
US9181609B2 (en) * 2009-11-25 2015-11-10 Jfe Steel Corporation Welded steel pipe for linepipe having high compressive strength and excellent sour gas resistance and manufacturing method thereof
JP4978741B2 (ja) * 2010-05-31 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性および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

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2203330C2 (ru) * 1997-12-19 2003-04-27 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Сверхвысокопрочная аустенитно-стареющая сталь с высокой ударной вязкостью при криогенной температуре
RU2234542C2 (ru) * 1998-12-19 2004-08-20 Эксонмобил Апстрим Рисерч Компани Способ получения стального листа (варианты) и стальной лист
FR2790009A1 (fr) * 1999-02-22 2000-08-25 Lorraine Laminage Acier dual-phase a haute limite d'elasticite
RU2418090C2 (ru) * 2008-02-19 2011-05-10 ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН Лист высокопрочной стали, обладающий повышенной пластичностью, и способ его производства

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2798438C1 (ru) * 2019-12-09 2023-06-22 Шандон Айрон Энд Стил Компани Лтд. Горячекатаная двутавровая сталь для прокатки и формования из неё заготовок специальной формы и способ её изготовления
RU2798439C1 (ru) * 2020-07-31 2023-06-22 Шандон Айрон Энд Стил Компани Лтд. СТОЙКАЯ К НИЗКИМ ТЕМПЕРАТУРАМ ГОРЯЧЕКАТАНАЯ ДВУТАВРОВАЯ СТАЛЬ ДЛЯ СУДОСТРОЕНИЯ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ 355 МПа И СПОСОБ ЕЁ ИЗГОТОВЛЕНИЯ
RU2758602C1 (ru) * 2020-08-05 2021-11-01 Акционерное общество «ЕВРАЗ Нижнетагильский металлургический комбинат» (АО «ЕВРАЗ НТМК») Колонный двутавр с толщиной полки до 40 мм

Also Published As

Publication number Publication date
MX2013002893A (es) 2013-04-10
CN103108971B (zh) 2016-02-24
JP5126326B2 (ja) 2013-01-23
EP2617853B1 (en) 2019-02-13
JP2012062561A (ja) 2012-03-29
BR112013005851A2 (pt) 2016-05-17
KR101492753B1 (ko) 2015-02-11
EP2617853A1 (en) 2013-07-24
US20130276940A1 (en) 2013-10-24
EP2617853A4 (en) 2017-08-16
KR20130055019A (ko) 2013-05-27
WO2012036312A1 (ja) 2012-03-22
CN103108971A (zh) 2013-05-15

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2527571C1 (ru) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходным сопротивлением усталости и способ его изготовления
JP5029749B2 (ja) 曲げ加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5233142B2 (ja) 穴拡げ性に優れた高剛性高強度鋼板およびその製造方法
WO2009110607A1 (ja) 冷延鋼板
US20110126944A1 (en) Thick-walled high-strength hot rolled steel sheet with excellent low-temperature toughness and method for producing same
JP4460343B2 (ja) 打ち抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2012002566A1 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
KR101626233B1 (ko) 고항복비 고강도 냉연 강판과 그 제조 방법
WO2012002565A1 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5316634B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
WO2012036307A1 (ja) 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP6201571B2 (ja) 穴拡げ性と伸びと溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
WO2017168958A1 (ja) 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
WO2013073136A1 (ja) 薄鋼板およびその製造方法
JP5348071B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2003253385A (ja) 高速変形特性および曲げ特性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
JP4867177B2 (ja) 焼付硬化性及び成形性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
KR101543860B1 (ko) 내충격 특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP5031751B2 (ja) 焼付硬化性に優れた高強度冷間圧延鋼板、溶融メッキ鋼板及び冷間圧延鋼板の製造方法
JP6201570B2 (ja) 加工性と溶接特性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP2005206943A (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
JP7192819B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2011038121A (ja) 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP7192818B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101560948B1 (ko) 내충격특성 및 엣지부 성형성이 우수한 고강도 복합조직 열연강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20200916