TWI623628B - 一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 - Google Patents
一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 Download PDFInfo
- Publication number
- TWI623628B TWI623628B TW106115108A TW106115108A TWI623628B TW I623628 B TWI623628 B TW I623628B TW 106115108 A TW106115108 A TW 106115108A TW 106115108 A TW106115108 A TW 106115108A TW I623628 B TWI623628 B TW I623628B
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- ferrite
- iron
- steel
- temperature
- phase
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本發明係關於一種高強度鋼材，以總重為100wt%計算，包括0.01~0.25wt%的碳、1.0-2.0wt%矽、0.50~3.00wt%的錳、0.3~1.0wt%的銅、0.2~0.5wt%的鎳、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻以及0.0020~0.0150wt%的氮，而鈦與氮的含量比值係大於3.42，且該鋼材的顯微結構包含一肥粒鐵相及一高碳相，該肥粒鐵相的面積比率為90%以上。經過本發明提出製程後，可以使該肥粒鐵晶粒具有兩種不同晶粒尺寸分布(bimodal)，且這兩種不同尺寸之肥粒鐵晶粒具有不同分布型態之奈米碳化物存在其中，使得該鋼材具有超高強度，且可調整每個肥粒鐵晶粒之硬度。
Description
本發明係關於一種高強度鋼材，特別係關於一種具有兩種(bimodal)晶粒尺寸分佈之高強度鋼材。
近年來為因應節能減碳的需求，汽車工業界致力於減輕車體之重量，以降低油耗達到節能減碳的目的。習知減輕車體重量之有效途徑是薄化車體用鋼板之厚度，然而在薄化鋼板之厚度時，卻又不能犧牲車體之安全性，因此，車用鋼板的強度必須予以提升。而在提升車用鋼板強度的同時，亦不能犧牲鋼板之延展性，故有必要開發出高強度高延展性之車用鋼板鋼材。
過去幾年鋼鐵業發展出所謂第一代(1st generation)及第二代(2nd generation)高強度車用鋼板鋼材(advanced high strength steel,AHSS)。第一代高強度車用鋼板鋼材主要是指相變誘導塑性鋼(TRIP-assisted steels)，其拉伸強度約在600至1000MPa之間，而延伸率則在20至40%之間，強延積(即拉伸強度與延伸率的乘積)小於20GPa%。由於相變誘導塑性鋼的拉伸強度
與延伸率低於汽車工業界的需求，於是有第二代高強度車用鋼板鋼材之開發。
第二代高強度車用鋼板鋼材主要是指孿晶誘導塑性鋼(TWIP steels)，屬於高錳合金鋼，其錳含量約在20-30wt%之間。孿晶誘導塑性鋼有極佳之強度，其拉伸強度約在600至1100MPa之間，而延伸率可維持在60至95%之間，以致強延積可高達60GPa%。雖然孿晶誘導塑性鋼已發展近10年，但卻仍未能被汽車工業界所接受的主因是其所需錳含量太高，不符合商業成本考量。
由於第一代高強度車用鋼板鋼材之強延積過低無法滿足車用鋼板性質需求及第二代高強度車用鋼板鋼材之錳合金用量太高無法滿足商業成本需求，因此，汽車工業界已轉向第三代高強度車用鋼板鋼材之開發。
另外，我國公告專利第I373532號「高強度熱軋鋼材及其製法」揭示一種晶粒微米化與析出奈米化的冶金設計，其係利用Ti-V複合添加的方式製作熱軋鋼材，不過此種設計鋼材的抗拉強度達880Mpa時，就幾乎已經達到極限，若要進一步增加強度就必須再增加Ti、V、C的添加量，因為其強度增加主要來自於碳化物的產生，碳化物析出量愈多，強度愈高。惟，Ti-V的添加量增加，鋼胚於熱軋的再熱溫度就必須設定愈高，以將鋼胚中的(Ti,V)C固溶，而太高的再熱溫度除了消耗更多的能源，同時也可能造成晶粒的不正常成長。此外，為了促進碳化物析出而提高碳含量，也可能促進晶界上析出雪明碳鐵，造成使用伸長率下降，並導致加工性不佳。
所以在第三代高強度用鋼板鋼材之開發中如何調整化學成分與製程，以得到具有不同析出強化分佈與不同晶粒之鋼材是本發明之重
點。
本發明提供一種鋼材，具有一肥粒鐵相及一高碳相，該肥粒鐵相的面積比率為90%以上，且該肥粒鐵晶粒具有兩種不同晶粒尺寸分布(bimodal)，其中大尺寸肥粒鐵晶粒具有奈米級碳化物存在，且該奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式分布為主，另外小尺寸肥粒鐵晶粒具有奈米級碳化物存在，且該奈米級碳化物以過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布為主。
而此種高強度鋼材，具有兩種不同肥粒鐵晶粒尺寸分布(bimodal)，其中該大尺寸肥粒鐵晶粒與小尺寸肥粒鐵晶粒之晶粒尺寸比值為2~10。
此種高強度鋼材中，其中該大尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為85：15~70：30。
此種高強度鋼材中，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為5：95~15：85。
本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中奈米級碳化物不論是以界面析出(interphase precipitation)方式產生或過飽和隨機析出(random precipitation)方式產生，其中奈米級碳化物之尺寸為10奈米以下
本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中以總重為100wt%計算，鋼材成分包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、1.0-2.0wt%矽、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42。
本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中除了第【0009】中所述之鋼材成分外，更可包括0.3~1.0wt%的銅、0.2~0.5wt%的鎳。
本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中該大尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為310~350 HV，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為270~300。
本發明具有不同肥粒鐵晶粒尺寸分佈之鋼材中，其中奈米級碳化物之成分可以為單一成分或複合成分之碳化物。
製作一種具有兩種肥粒鐵晶粒尺寸粒之高強度鋼材之製程方法，包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組成包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵區(800℃~950℃)進行熱塑性加工；快速冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成奈米析出物及肥粒鐵相；以及冷卻該合金鋼材至常溫，以製得具不同肥粒鐵尺寸顯微組織之高強度鋼材。
製作一種包括兩種肥粒鐵晶粒尺寸晶粒與高碳相之高強度鋼材之製程方法，亦可以包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組
成包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、1.0-2.0wt%矽、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻、0.0020~0.0150wt%的氮、及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵區(780℃~950℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~70%)，而加工的種類並不限制，例如常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、熱鍛；快速冷卻(100℃/S~120℃/S)該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度(700℃~600℃)，以使該合金鋼材形成奈米析出物及肥粒鐵相；以及冷卻該合金鋼材至常溫(冷卻速度：5℃/S~100℃/S)，以製得具複相並包括不同肥粒鐵尺寸顯微組織之高強度鋼材。
製作一種包括兩種肥粒鐵晶粒尺寸晶粒與變軔鐵高強度鋼材之製程方法，亦可以包括以下步驟：提供一合金鋼材，該合金鋼材之組成包括0.01~0.25wt%的碳、0.50~3.00wt%的錳、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42；加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相；在沃斯田鐵區與高溫肥粒鐵區(800℃~950℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~70%)，而加工的種類並不限制，例如常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、熱鍛；快速冷卻(100℃/S~120℃/S)該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度(700℃~600℃)，以使該合金鋼材形成奈米析出物及肥粒鐵相；冷卻該合金鋼材至變韌鐵生成溫度(450℃~600℃)，以使該合金鋼材形成變韌鐵相；以及冷卻該合金鋼材至常溫(冷卻速度：5℃/S~100℃/S)，以製得具複相並包括不同肥粒鐵尺寸顯微組織之高強度鋼材。
在本發明中，參閱步驟10，添加0.01-0.25wt%碳可改變鋼
材強化及殘留沃斯田鐵量，以增加鋼材之延伸率；0.5-3.0wt%錳可提高鋼材硬化能及降低退火時冷卻速率，並放寬冷速之製程條件；1-2wt%矽可抑制變韌鐵區之雪明碳鐵碳化物生成，進而增加鋼材之延展性，同時固溶強化提高鋼材強度；0.1-0.2wt%鈦與0.02~0.07wt%的釩可生成界面奈米析出碳鈦化物，以強化鋼材，0.1~0.3wt%的鉻可以增加剛才的抗蝕能力，在另一實施例中，係可以鈮、鉬或鎢置換鈦。
參閱步驟20，加熱該合金鋼材至沃斯田鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相。在本實施例中，沃斯田鐵生成溫度為800至1100℃，而持溫時間為60至600秒。
參閱步驟30，熱機加工沃斯田鐵化之鋼材，在沃斯田鐵區或高溫肥粒鐵區(780℃~950℃)進行熱塑性加工(加工幅度為10%~70%)，而加工的種類並不限制，例如常見之熱壓延、熱壓縮、熱擠型、熱鍛，而本階段熱機加工目的主要是為了能夠使鋼材之晶粒細化，提高鋼材之韌性。
參閱步驟40，冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成界面奈米析出物及肥粒鐵相。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至40℃/秒，而肥粒鐵生成溫度為700至590℃，且持溫時間為60~300秒。另外，此步驟所形成之界面奈米析出物係為碳鈦釩化物。
參閱步驟50，冷卻該合金鋼材至變韌鐵生成溫度，以使該合金鋼材形成變韌鐵相。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至40℃/秒，而變韌鐵生成溫度為450至580℃，且持溫時間為30~600秒。
參閱步驟60，冷卻該合金鋼材至常溫，以製得具有兩種不同尺寸肥粒鐵晶粒鋼材且具有不同分布型態奈米碳化物存在其中之高強度
鋼材。在此步驟中，較佳之冷卻速率為5至100℃/秒，而所述複相顯微組織包括60至80%肥粒鐵相、不大於20%變韌鐵相、不大於40%殘留沃斯田鐵相及不大於20%麻田散鐵相。
本發明之顯微組織結構會依照不同製程設計而有不同組織，例如若依照圖2(A)製程，則顯微組織包括80至95%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於15%麻田散鐵相。若依照圖2(B)製程，則顯微組織包括60至80%肥粒鐵相、不大於20%變韌鐵相、不大於40%殘留沃斯田鐵相及不大於20%麻田散鐵相。而其中之肥粒鐵晶粒具有不同尺寸且奈米碳化物分布型態亦不相同。
參閱圖3，其係顯示本發明之製程溫度-時間曲線圖。以圖3A為例，選擇肥粒鐵恒溫形成溫度為600℃及持溫30至60秒，以獲得約90%的界面奈米析出強化的肥粒鐵組織，隨後，冷卻至至常溫，以獲得肥粒鐵、麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之複相相變強化，以及殘留沃斯田鐵於材料塑性變形時相變態成新生麻田散鐵，進而應力誘導相變態以增加鋼材的延展性。
以圖3B為例，選擇肥粒鐵恒溫形成溫度為600℃及持溫30至60秒，以獲得約70%的界面奈米析出強化的肥粒鐵組織。隨後，冷卻至變韌鐵相變區域(450℃)及持溫200秒，最終再冷卻至常溫，以獲得肥粒鐵、變韌鐵及沃斯田鐵之複相相變強化，以及殘留沃斯田鐵於材料塑性變形時相變態成新生麻田散鐵，進而應力誘導相變態以增加鋼材的延展性。
參閱圖4顯示本發明鋼材之顯微組織照片。由顯微組織可以發現具有兩種不同尺寸的肥粒鐵晶粒存在。
參閱圖5顯示本發明鋼材之電子顯微鏡照片。由照片中可以發現具有不同尺寸的碳化物存在。亦可以發現界面析出與過飽和析出產生分布於肥粒鐵基地中。
為了能夠更清楚瞭解本發明的技術手段，而可依照說明書的內容予以實施，並且為了讓本發明所述目的、特徵和優點能夠更明顯易懂，以下特舉較佳實施例，並配合附圖，詳細說明如下。
本發明之組織觀察方法：自所獲得的熱軋鍍鋼板採取試驗片，對試驗片的輥軋方向剖面進行機械研磨，在硝酸浸蝕液(Nital)中腐蝕後，使用由掃描式電子顯微鏡(Scanning Electron Microscope，SEM)以倍率：3000倍拍攝板厚中心的位置所得的組織照片(SEM照片)，並藉由圖像解析裝置求出肥粒鐵相、肥粒鐵相以外的組織的種類、及該些的面積率。
而且，藉由穿透式電子顯微鏡(Transmission Electron Microscope，TEM)以倍率：260000倍觀察自熱軋鍍鋼板(板厚中心的位置)製作的薄膜，求出含有微細碳化物的粒徑、體積比、及分散析出形態。
就含有Ti的微細碳化物的粒徑而言，根據260000倍下的30視野的觀察結果，在圖像處理中求出每個粒子的面積，並利用近似圓求出粒徑。對所求出的各粒子的粒徑進行算術平均，從而設為平均粒徑。
使用10%乙醯丙酮-1%氯化四甲基銨-甲醇溶液(AA溶液)對α-鐵進行電解，藉由過濾捕獲的殘渣的抽出殘渣分析求出Ti碳化物的重量，將其除以Ti碳化物(TiC)的密度而求出體積，從而將該體積除以熔解的α-鐵的體積，藉此求出含有Ti的微細碳化物的體積比。
就分散析出形態而言，對每個試驗片拍攝20張倍率260000
倍的TEM照片，對微細碳化物被觀察為界面析出者的個數Ps與被觀察為過飽和隨機析出的個數Pr進行計數，且求出Pr/Ps。進行觀察時，將即便使試驗片傾斜至30°，微細碳化物亦未被觀察為列狀者設為無規析出的微細碳化物。
以下，茲使用第2圖~第5圖來詳細說明本發明相關之一種高強度鋼材之各實施例。此外，在圖面的說明中，同一要素或具有同一機能的要素係使用同一符號，並省略重複的說明。
將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行5%滾軋加工，冷卻至625℃進行恆溫處理，持溫時間約為300秒，再將鋼材以速度冷卻至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括80至90%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於15%麻田散鐵相，而其中之該大尺寸肥粒鐵晶粒與小尺寸肥粒鐵晶粒之晶粒尺寸比值為4.5，而其中該大尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為85：15，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為10：90，且其中該大尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為320 HV，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為270 HV。
將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行20%滾軋加工，冷卻至625℃進行恆溫處理，持溫時間約為300秒，再將鋼材以速度冷卻至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括80%至90%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於15%麻田散鐵相，而其中之該大尺寸肥粒鐵晶粒與小尺寸肥粒鐵晶粒之晶粒尺寸比值為2.5，而其中該大尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為65：35，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為5：95，且其中該大尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為335 HV，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為310 HV。
將鋼材加熱至1200℃溫度進行5分鐘之沃斯田鐵化處理，再將鋼材以20℃/s速度冷卻之950℃進行20%滾軋加工，冷卻至625℃進行恆溫處理，持溫時間約為300秒，再將鋼材以速度冷卻至室溫。觀察此鋼材顯微組織為包括80至90%肥粒鐵相、不大於5%殘留沃斯田鐵相及不大於15%麻田散鐵相，而其中之該大尺寸肥粒鐵晶粒與小尺寸肥粒鐵晶粒之晶粒尺寸比值為2.5，而其中該大尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布
比例為65：35，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒內之奈米級碳化物以界面析出(interphase precipitation)方式與過飽和隨機析出(random precipitation)方式分布比例為5：95，且其中該大尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為335 HV，其中該小尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度分佈為310 HV。
下表1是本發明所提出之各種實施例。
上述實施例僅為說明本發明之原理及其功效，並非限制本發明，因此習於此技術之人士對上述實施例進行修改及變化仍不脫本發明之精神。本發明之權利範圍應如後述之申請專利範圍所列。
10‧‧‧提供合金鋼材成分
20‧‧‧加熱沃斯田鐵化步驟
30‧‧‧熱機加工步驟
40‧‧‧第一恆溫步驟
50‧‧‧第二恆溫步驟
60‧‧‧室溫冷卻步驟
第1圖 第三代高強度車用鋼板鋼材之性質目標區坐落範圍圖。
第2圖 (A)本發明具肥粒鐵之高強度鋼材製程方法流程圖。
(B)本發明具肥粒鐵與變韌鐵之高強度鋼材製程方法流程圖。
第3圖 (A)本發明具肥粒鐵之製程溫度-時間曲線圖。
(B)本發明具肥粒鐵與變韌鐵之製程溫度-時間曲線圖。
第4圖 本發明例之鋼材顯微組織照片。
第5圖 本發明例之鋼材之肥粒鐵內的碳化鈦奈米析出物顯微照片。
Claims (2)
- 一種降低肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法，包括以下步驟：(a)提供一種合金鋼材，其中步驟(a)之鋼材成分以總重為100wt%計算，鋼材成分包括0.01~0.25wt%的碳、1.0-2.0wt%矽、0.50~3.00wt%的錳、0.05~0.30wt%的鈦、0.02~0.07wt%的釩、0.1~0.3wt%的鉻、0.0020~0.0150wt%的氮及其餘之鐵，而鈦與氮的含量比值係大於3.42；(b)進行沃斯田鐵化處理，以使該合金鋼材形成沃斯田鐵相，其中步驟(b)之沃斯田鐵化處理為1200℃，持溫3分鐘；(c)進行熱機加工處理，其中步驟(c)之熱機加工處理為在1000℃，進行50%以上之變形處理；(d)冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度，其中冷卻該合金鋼材至肥粒鐵生成溫度之冷卻速度為5至40℃/秒，而肥粒鐵生成溫度為625℃，並在該溫度進行恆溫處理，其中該恆溫處理時間為300秒，以使該合金鋼材形成奈米析出物及肥粒鐵相，其中所製得具有大尺寸肥粒鐵晶粒與小尺寸肥粒鐵晶粒之晶粒尺寸比值為1.2~1.4；以及(e)冷卻該合金鋼材至常溫；(f)而該大尺寸與小尺寸肥粒鐵晶粒之微硬度比值為1.15。
- 如請求項1之降低肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法，其中奈米析出物係為碳鈦化物。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| TW106115108A TWI623628B (zh) | 2017-05-08 | 2017-05-08 | 一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| TW106115108A TWI623628B (zh) | 2017-05-08 | 2017-05-08 | 一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| TWI623628B true TWI623628B (zh) | 2018-05-11 |
| TW201843315A TW201843315A (zh) | 2018-12-16 |
Family
ID=62951414
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| TW106115108A TWI623628B (zh) | 2017-05-08 | 2017-05-08 | 一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| TW (1) | TWI623628B (zh) |
Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW201422827A (zh) * | 2012-12-10 | 2014-06-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱軋鋼板及其製造方法 |
-
2017
- 2017-05-08 TW TW106115108A patent/TWI623628B/zh active
Patent Citations (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| TW201422827A (zh) * | 2012-12-10 | 2014-06-16 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 熱軋鋼板及其製造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| TW201843315A (zh) | 2018-12-16 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| RU2661692C2 (ru) | Горячекатаный стальной лист для прокатанной заготовки переменной толщины, прокатанная заготовка переменной толщины и способы для их производства | |
| JP6048620B1 (ja) | 高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| CN105452513B (zh) | 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法 | |
| TWI460288B (zh) | 具有優異加工性之高降伏比的高強度冷軋鋼板及其製造方法 | |
| TW201907014A (zh) | 熱軋鋼板及其製造方法 | |
| EP3124640B1 (en) | Steel plate with yield strength at 890mpa level and low welding crack sensitivity and manufacturing method therefor | |
| CN106756567B (zh) | 一种强塑积≥40GPa·％的热轧低密度钢的制备方法 | |
| TWI499676B (zh) | 高降伏比高強度冷軋鋼板及其製造方法 | |
| TWI643963B (zh) | 熱軋鋼板及其製造方法 | |
| TWI658145B (zh) | 滲碳用鋼板及滲碳用鋼板的製造方法 | |
| TWI589710B (zh) | 冷鍛造零件用輥軋棒鋼或輥軋線材 | |
| KR101943591B1 (ko) | 나이오븀 함유 오스테나이트계 스테인리스강 및 이의 제조방법 | |
| TWI544086B (zh) | 高碳熱軋鋼板及其製造方法 | |
| TWI373532B (zh) | ||
| CN107429366A (zh) | 铁素体系不锈钢及其制造方法 | |
| TWI623628B (zh) | 一種減少肥粒鐵晶粒微硬度差異之方法 | |
| TWI509087B (zh) | High strength hot rolled steel | |
| TWI558821B (zh) | High strength hot rolled steel and its manufacturing method | |
| TWI625399B (zh) | 一種高強度鋼材 | |
| CN107109591A (zh) | 耐脆性裂纹扩展性优异的构造用超厚钢材及其制造方法 | |
| TWI534274B (zh) | Method of Annealing Process for High Strength Steel | |
| JP2019081916A (ja) | フェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法 | |
| JP6881666B2 (ja) | フェライト系ステンレス鋼板の製造方法 | |
| JP2012102390A (ja) | 高強度・高靭性非調質熱間鍛造部品およびその製造方法 | |
| WO2020135690A1 (zh) | 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法 |