TWI659111B - High strength steel plate - Google Patents
High strength steel plate Download PDFInfo
- Publication number
- TWI659111B TWI659111B TW107105778A TW107105778A TWI659111B TW I659111 B TWI659111 B TW I659111B TW 107105778 A TW107105778 A TW 107105778A TW 107105778 A TW107105778 A TW 107105778A TW I659111 B TWI659111 B TW I659111B
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- hardness
- plate thickness
- amount
- Prior art date
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
- C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/011—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic all layers being formed of iron alloys or steels
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
- B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
- B32B15/043—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material of metal
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B32—LAYERED PRODUCTS
- B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
- B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
- B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/02—Hardening articles or materials formed by forging or rolling, with no further heating beyond that required for the formation
-
- 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
- C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
-
- 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
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0236—Cold rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
- 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
- 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
- C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
-
- 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
-
- 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
- C22C38/08—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
- C22C38/12—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
- C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
-
- 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
- C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
-
- 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
- C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/26—After-treatment
- C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
- C23C2/285—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath for remelting the coating
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
- C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
- C23C2/36—Elongated material
- C23C2/40—Plates; Strips
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
- C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
- C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
- C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
- C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
- C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
- C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
- C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
-
- 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
- C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
- C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
- C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
-
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2251/00—Treating composite or clad material
- C21D2251/02—Clad material
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12458—All metal or with adjacent metals having composition, density, or hardness gradient
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
- Y10T428/12792—Zn-base component
- Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12958—Next to Fe-base component
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12958—Next to Fe-base component
- Y10T428/12965—Both containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12771—Transition metal-base component
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
- Y10T428/12979—Containing more than 10% nonferrous elements [e.g., high alloy, stainless]
-
- Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
- Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
- Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
- Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
- Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
- Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
- Y10T428/12986—Adjacent functionally defined components
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Electrochemistry (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
本發明係提供一種高強度鋼板,其包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部,且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上;該高強度鋼板之特徵在於:各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度,前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下,前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。
Description
本發明涉及一種高強度鋼板,更詳而言之係涉及拉伸強度為800MPa以上、較佳為1100MPa以上之高強度鋼板。
背景技術 近年來,由與環境保護相關之改善燃料消耗量之觀點,係強烈尋求汽車用鋼板之高強度化。一般來說,超高強度冷軋鋼板無法適用沖壓成形或撐壓成形(bulging)等可適用於軟鋼板之成形手法,其成形手法係以彎曲成形為主體。因此,使用超高強度冷軋鋼板作為汽車構造零件時,良好的彎曲性即為重要的選擇基準。
然,鋼板之彎曲加工中,會對彎曲外周表層部之圓周方向施加很大的拉伸應力,另一方面會對彎曲內周表層部施加很大的壓縮應力,故表層部狀態會大大影響超高強度冷軋鋼板之彎曲性。因此,周知藉由於表層具有軟質層,可緩和彎曲加工時產生於鋼板表面之拉伸應力、壓縮應力,從而改善彎曲性。而有關所述於表層具有軟質層的高強度鋼板,專利文獻1~3即有揭示如下之鋼板及該等之製造方法。
首先,專利文獻1中記載有一種高強度鍍敷鋼板及其製造方法,該高強度鍍敷鋼板之特徵在於:其從鋼板與鍍敷層之界面往鋼板側依序具有:含有Si及/或Mn之氧化物的內部氧化層、包含前述內部氧化層之軟質層、與由以麻田散鐵與變韌鐵為主體之組織構成之硬質層;並且滿足前述軟質層之平均深度T為20μm以上、及前述內部氧化層之平均深度t為4μm以上且小於前述T。
接下來專利文獻2記載有一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法,該高強度熔融鍍鋅鋼板之特徵在於:從鋼板表面起算100μm位置之維氏硬度減去從鋼板表面起算深度20μm位置之維氏硬度所得之値(△Hv)在30以上。
然後專利文獻3記載有一種高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法,該高強度熔融鍍鋅鋼板之特徵在於:從表層往板厚方向5μm位置之維氏硬度係板厚方向1/2位置之硬度的80%以下,從表層往板厚方向15μm位置之硬度係板厚方向1/2位置之維氏硬度的90%以上。
不過,專利文獻1~3中任一文獻皆未針對軟質層硬度不均予以充分檢討。譬如專利文獻1中記載了軟質層具有內部氧化層,但此時可推定在軟質層內於氧化物與其以外之組織之間硬度會產生不均。軟質層若硬度不均,則具有所述軟質層之鋼板有無法達成充分彎曲性之情況。又,專利文獻1~3中任一文獻皆未言及控制表層之軟質層與內部之硬質層之間的遷移帶之硬度傾斜。
先前技術文獻 專利文獻 專利文獻1:日本特開2015-34334號公報 專利文獻2:日本特開2015-117403號公報 專利文獻3:國際公開第2016/013145號
發明概要 發明欲解決之課題 本發明之目的在於提供一種利於解決上述習知技術存在之問題,且具有可適用作為汽車零件用素材之彎曲加工性的高強度鋼板。
用以解決課題之手段 本發明人等為解決有關超高強度鋼板之彎曲性的問題積極努力進行了檢討。首先,本發明人等參考以往之見解,製造於表層具有軟質層之鋼板,以調查彎曲性。於表層具有軟質層之鋼板可發現彎曲性皆獲改善。此時可知,進一步降低軟質層之平均硬度及進一步增厚軟質層之厚度,大致有改善彎曲之傾向。然,本發明人等持續更詳細調查後,以各種各樣之方法進行表層之軟質化後,發現到僅調整表層之軟質層的平均硬度及軟質層的厚度,鋼板之彎曲性並無法充分受到改善之情形。
因此,本發明人等進行了更詳細之檢討。其結果,得知將具有某特徴之鋼板熔接於母材單面或雙面,並以特定條件進行熱軋延或退火所製得之多層鋼板最能改善彎曲性。而利用上述方法可改善彎曲性之最大的理由明顯可知係抑制軟質層中微小的硬度不均。此效果非常明顯,相較於軟質層硬度不均大的情況,軟質層之平均硬度即便高或軟質層之厚度即便小,彎曲性仍獲充分的改善。因此,可將軟質層造成之拉伸強度的劣化降至最小,並可兼顧以往所不具有之拉伸強度、具體而言為800MPa以上、較佳為1100MPa以上之拉伸強度與彎曲性。此效果之機制尚完全不明瞭,但吾等認為如下。當軟質層中硬度有不均時,軟質層內大多具有多數組織(肥粒鐵、波來鐵、變韌鐵、麻田散鐵、殘留沃斯田鐵)及/或氧化物。該等機械特性相異之第二相(或第二組織)即成彎曲加工時應變或應力集中的原因,而有造成空隙生成成為裂痕起點之可能性。因此,吾等認為藉由抑制軟質層之硬度不均可提升彎曲性。又,本發明人等發現,除了抑制表層之軟質層中微小的硬度不均,還同時滿足縮小從該表層之軟質層遷移至內部之硬質層之區域(以下稱遷移帶)中之板厚方向的硬度傾斜,可更提升彎曲性。當軟質層與硬質層之遷移帶的硬度傾斜險峻時,軟質層與硬質層之塑性變形量會大大地背離,而使在遷移帶發生斷裂之可能性變高。由此吾等認為,除了抑制在軟質層中微小的硬度不均,還同時滿足縮小軟質層與硬質層之遷移帶之板厚方向的硬度傾斜,可更提升彎曲性。
此外,表層軟化部以外(以下稱硬質層)之硬度不均不會影響彎曲性。由此看來,本發明優異處之一即為可將以往被視為不利於彎曲性之具有優異延性的DP鋼及TRIP(變態誘發塑性:Transformation Induced Plasticity)鋼等用於硬質層,不僅拉伸強度與彎曲性更可兼顧延性。
而且,汽車用構材因會被加工成複雜形狀,故有時會包含凹口。周知在具有凹口情況下,在變形時應力會集中於凹口部,與無凹口的情況相較之下會因低應力即造成斷裂。此外,周知因鋼板表面的腐蝕等而形成的孔蝕亦會顯現同樣的凹口效果。此種凹口效果在如汽車衝撞時這類的高應變速度下會變得特別明顯,而在汽車的安全設計上為欲避免的現象。本發明人等進一步發現到就算有凹口存在,本發明之高強度鋼板所包含的表層之軟質層的組織也能抑制凹口效果。吾等認為這是因表層之軟質層的微觀硬度不均受到減輕,故即便應力集中於凹口部,也不易成為破裂的起點,且是因包含此種表層之軟質層的鋼板容易變形,而使凹口鈍化所致。
依所述製得之本發明之要旨如下。 (1)一種高強度鋼板,包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部,且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上;該高強度鋼板之特徵在於:各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度,前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下,前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。 (2)如上述(1)之高強度鋼板,其更包含硬度遷移帶,係形成於前述板厚中心部與各表層軟化部之間且與該等相隣接,且該硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下。 (3)如上述(1)或(2)之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。 (4)如上述(1)至(3)中任一項之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計含有: C:0.05~0.8%、 Si:0.01~2.50%、 Mn:0.010~8.0%、 P:0.1%以下、 S:0.05%以下、 Al:0~3%、及 N:0.01%以下,且 剩餘部分由鐵及不可避免之不純物構成。 (5)如上述(4)之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素: Cr:0.01~3%、 Mo:0.01~1%、及 B:0.0001%~0.01%。 (6)如上述(4)或(5)之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素: Ti:0.01~0.2%、 Nb:0.01~0.2%、及 V:0.01~0.2%。 (7)如上述(4)至(6)中任一項之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素: Cu:0.01~1%、及 Ni:0.01~1%。 (8)如上述(4)至(7)中任一項之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.9倍以下。 (9)如上述(5)至(8)中任一項之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和係前述板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍以下。 (10)如上述(5)至(9)中任一項之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之B量係前述板厚中心部之B量的0.9倍以下。 (11)如上述(7)至(10)中任一項之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之Cu量及Ni量的總和係前述板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.9倍以下。 (12)如上述(1)至(11)中任一項之高強度鋼板,其於前述表層軟化部表面更包含熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。
發明效果 本發明高強度鋼板具有可適用作為汽車零件用素材之優異的彎曲加工性。因此,本發明高強度鋼板可適宜利用作為汽車零件用素材。並且,該高強度鋼板之板厚中心部與表層軟化部之間包含板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時,可更提升彎曲加工性。又,板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵時,不僅可提升彎曲加工性還可提升延性。進而,根據本發明之高強度鋼板,便能抑制凹口效果。
用以實施發明之形態 以下針對本發明之實施形態進行說明。此外,本發明不受限於以下實施形態。
本發明之鋼板中,具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度的表層軟化部的平均維氏硬度、更具體而言為表層軟化部整體之平均維氏硬度必須為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下。表層軟化部之厚度若在10μm以下則彎曲性無法獲得充分的改善,而若大於30%則拉伸強度劣化會很明顯。表層軟化部之厚度較佳為板厚的20%以下,更佳為10%以下。
本發明中「表層軟化部之平均維氏硬度」係如下而決定。首先,從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以固定間隔(例如板厚的每5%,因應需要為每1%或每0.5%),以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度,然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計3點以上的維氏硬度,例如5點或10點的維氏硬度,並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外,排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔,可能的話宜設為壓痕4倍以上的距離。本說明書中「壓痕4倍以上的距離」意指測定維氏硬度時由金剛石壓頭產生之壓痕的矩形開口之對角線長度的4倍以上之距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.6倍以下時,係將比其位置更靠表面側定義為表層軟化部。於經上述定義出之表層軟化部內隨機測定10點維氏硬度並算出該等平均値,藉此決定表層軟化部之平均維氏硬度。表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下可更提升彎曲性。更佳的是0.40倍以下,又以0.30倍以下更佳。
表層軟化部的奈米硬度的標準差必須在0.8以下。如前述,其係因藉由抑制表層軟化部之硬度不均可顯著提升彎曲性之故。當標準差大於0.8時,該效果即不充分。由該觀點來看,標準差較宜為0.6以下,且以0.4以下為更佳。雖無指定標準差的下限,但要設為0.05以下在技術上實為困難。會影響彎曲性的尤為表層軟化部之板厚垂直方向上微小的硬度不均,而於表層軟化部內在板厚方向上有和緩的硬度傾斜並不會阻礙本發明之效果。因此,奈米硬度的標準差必須在某板厚方向位置上於與板厚方向垂直之位置作測定。本發明中「表層軟化部之奈米硬度的標準差」係指以下標準差:在經以上定義出之表層軟化部的厚度1/2位置上於與板厚方向垂直且與軋延方向平行之線上,用Hysitron公司之tribo-900,以Berkovich形狀(三角錐形狀)之金剛石壓頭在80nm之壓入深度的條件下,相隔3μm之間隔測定共100處之奈米硬度,並從所得之奈米硬度之直方圖求得之標準差。
為了更提升高強度鋼板之彎曲性,硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化宜為5000(ΔHv/mm)以下。本發明中「硬度遷移帶」係如下定義。首先,從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以固定間隔(例如板厚的每5%,因應需要為每1%或每0.5%),以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度,然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計3點以上的維氏硬度,例如5點或10點的維氏硬度,並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外,排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔,可能的話宜設為壓痕4倍以上的距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.9倍以下時,係將從該位置至先前定義之表層軟化部為止之區域定義為硬度遷移帶。
硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化(ΔHv/mm)係以下式定義。 平均硬度變化(ΔHv/mm)=(硬度遷移帶之維氏硬度的最大平均硬度)-(硬度遷移帶之維氏硬度的最小平均硬度)/硬度遷移帶的厚度
在此,硬度遷移帶之維氏硬度的最大平均硬度係硬度遷移帶內在各板厚方向位置之平均維氏硬度中最大的値,而硬度遷移帶之維氏硬度的最小平均硬度係硬度遷移帶內在各板厚方向位置之平均維氏硬度中最小的値。
當硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化大於5000(ΔHv/mm)時,會有彎曲性降低之情形。較佳為4000(ΔHv/mm)以下,更佳為3000(ΔHv/mm)以下,且以2000(ΔHv/mm)以下最佳。硬度遷移帶之厚度並未規定。然,當硬度遷移帶所佔板厚之比率大時會使拉伸強度降低,故硬度遷移帶宜以單面為板厚的20%以下。更佳為10%以下。
圖1係顯示有關本發明較佳實施形態之高強度鋼板之硬度分布的一例。係顯示從板厚1mm之鋼板表面至板厚1/2位置為止之硬度分布。橫軸係板厚方向之位置(mm),表面為0mm、板厚1/2位置為0.5mm。縱軸表示在各板厚方向位置之維氏硬度的5點平均。板厚1/2位置之維氏硬度為430Hv,比成為其0.6倍以下之點更靠表面側為表層軟化部,而成為0.9倍以下之點與表層軟化部之間的範圍為硬度遷移帶。
為提升高強度鋼板之延性,板厚中心部宜以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。其係因殘留沃斯田鐵之變態誘發塑性可提升延性,故殘留沃斯田鐵之面積分率在10%以上可獲得15%以上之延性。使用該殘留沃斯田鐵之效果,則即便於不含軟質的肥粒鐵之情況下仍可確保15%以上的延性,故可促使板厚中心部的高強度化,而可兼顧高強度與高延性。此外,在此所言延性係指從鋼板採取與軋延方向呈直角之日本工業規格JIS5號試驗片,並依循JIS Z2241進行拉伸試驗而得之總延伸率。
接下來,針對為獲得本發明效果所期望之板厚中心部之化學組成進行記述。此外,有關元素含量之「%」只要無特別定義即指「質量%」。又,板厚中心部中在與表層軟化部之邊界附近,因與表層軟化部之合金元素的擴散,致使化學組成會有與離邊界很遠之位置相異的情形。譬如說,本發明高強度鋼板包含上述硬度遷移帶時,板厚中心部中在與該硬度遷移帶之邊界附近及離該邊界很遠之位置的化學組成會有不同的情形。為所述情形時,在板厚1/2位置附近測定之化學組成係如下規定。
「C:0.05~0.8%」 C係可提升鋼板強度之元素,係用以提升高強度鋼板之強度而添加。但,C含量若大於0.8%則靭性會不充分。又若C含量小於0.05%則強度會不充分。C含量宜在0.6%以下之範圍,且以在0.5%以下之範圍為佳。
「Si:0.01~2.50%」 Si係肥粒鐵穩定化元素,因可增加Ac3變態點故可在廣泛的退火溫度下形成大量的肥粒鐵,而以改善組織控制性之觀點作添加。為獲得所述效果,必須設Si量在0.01%以上。另一方面,由確保延性之觀點,若Si含量小於0.30%則會生成大量粗大的鐵系碳化物,而有無法令內部微觀組織的殘留沃斯田鐵組織分率為10%以上,致使延伸率降低之情形。由此觀點來看,Si下限値宜為0.30%以上,且以0.50%以上為佳。並且,Si亦為用以抑制板厚中心部之鐵系碳化物的粗大化以提高強度與成形性之必要元素。且,因可作為固熔強化元素有助於鋼板之高強度化而須添加。由該等觀點來看,Si之下限値宜為1%以上,且以1.2%以上為佳。然,Si含量若大於2.50%則板厚中心部會脆化致使延性變差,故設上限為2.50%。由確保延性之觀點,Si含量宜為2.20%以下,且以2.00%以下為佳。
「Mn:0.010~8.0%」 Mn係用以提高高強度鋼板之強度而添加。為獲得所述效果,必須設Mn量為0.010%以上。然,若Mn含量大於8.0%則Mn偏析所致之鋼板表層的硬度分布會變大。由該觀點來看,宜為5.0%以下,且以4.0%以下為佳,3.0%以下更佳。
「P:0.1%以下」 P具有偏析於鋼板之板厚中央部的傾向,致使熔接部脆化。若大於0.1%則熔接部脆化會變顯著,故將其適當範圍限定在0.1%以下。雖未規定P含量的下限,但若設為小於0.001%則於經濟層面來說不利。
「S:0.05%以下」 S會對熔接性以及鑄造時及熱軋時之製造性帶來不好的影響。由此看來,設其上限値為0.05%以下。雖未規定S含量的下限,但若設為小於0.0001%則於經濟層面來說不利。
「Al:0~3%」 Al可作為脫氧劑發揮作用,而宜於脫氧步驟添加。為獲得所述效果,須設Al量為0.01%以上。另一方面,若Al量超過3%,則會提高連續鑄造時鋼胚裂痕之危險性。
「N:0.01%以下」 N會形成粗大氮化物致使彎曲性變差,故須抑制添加量。其係因若N大於0.01%則該傾向會變顯著,故設N含量範圍在0.01%以下。並且,N會致使於熔接時產生氣孔故宜少。N含量的下限値雖無特別限定即可發揮本發明之效果,但若設N含量小於0.0005%,則會導致製造成本大幅增加,故其為實質下限値。
「選自於由Cr:0.01~3%、Mo:0.01~1%及B:0.0001~0.01%所構成群組中之至少一種元素」 Cr、Mo及B係可有助於提升強度之元素,可用以取代一部分的Mn。Cr、Mo及B宜分別以0.01%以上、0.01%以上及0.0001%以上含有1種或2種以上。另一方面,若各元素的含量過多,則酸洗性或熔接性、熱加工性等會變差,故Cr、Mo及B含量宜分別為3%以下、1%以下及0.01%以下。
「選自於由Ti:0.01~0.2%、Nb:0.01~0.2%及V:0.01~0.2%所構成群組中之至少一種元素」 Ti、Nb及V係強化元素。利用析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒之成長所行細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化可有助於提升鋼板強度。在此目的下進行添加時宜添加0.01%以上。然,其等含量若大於0.2%,則碳氮化物的析出會變多而致使成形性變差。
「選自於由Cu:0.01~1%及Ni:0.01~1%所構成群組中之至少一種元素」 Cu及Ni係可有助於提升強度之元素,可用以取代一部分的Mn。Cu及Ni宜分別以0.01%以上含有1種或2種。另一方面,各元素的含量若過多,則會有酸洗性或熔接性、熱加工性等變差之情形,故Cu及Ni含量宜為1.0%以下。
又,即便於板厚中心部蓄意或不可避免地添加以下元素亦不會阻礙本發明之效果。即為:O:0.001~0.02%、W:0.001~0.1%、Ta:0.001~0.1%、Sn:0.001~0.05%、Sb:0.001~0.05%、As:0.001~0.05%、Mg:0.0001~0.05%、Ca:0.001~0.05%、Zr:0.001~0.05%以及Y:0.001~0.05%、La:0.001~0.05%及Ce:0.001~0.05%等之REM(稀土族金属:Rare-Earth Metal)。
本發明鋼板有表層軟化部與板厚中心部之化學組成相異之情形。為所述情況時,表層軟化部之較佳化學組成如下。
「C:板厚中心部之C量的0.9倍以下並且在0.72%以下」 C係可提升鋼板強度之元素,係用以提升高強度鋼板之強度而添加。表層軟化部之C量宜為板厚中心部之C量的0.9倍以下。其係因要將表層軟化部之硬度降地比板厚中心部之硬度還低之故。若大於0.9倍,則表層軟化部之平均維氏硬度會有無法成為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之情形。較佳為表層軟化部之C量為板厚中心部之C量的0.7倍以下,在0.5倍以下更佳,又以0.3倍以下最佳。表層軟化部之C量為板厚中心部之C量的0.9倍時,板厚中心部之較佳C含量為0.8%以下,故表層軟化部之較佳C含量會成為0.72%以下。較佳為0.5%以下、0.3%以下更佳、最佳為0.1%以下。C量的下限並無特別規定。當使用工業用之極低C鋼時,其實質下限為0.001%左右,但由所謂固熔C量之觀點來看,亦可利用使用Ti或Nb等而完全排除固熔C之Interstitial Free鋼。
「Si:0.01~2.5%」 Si係肥粒鐵穩定化元素,因可增加Ac3變態點故可在廣泛的退火溫度下形成大量的肥粒鐵,而以改善組織控制性之觀點作添加。為獲得所述效果,必須設Si量在0.01%以上。然,若添加大於2.5%則會使靭性變差,故設2.5%以下。
「Mn:0.01~8.0%」 Mn係用以提高高強度鋼板之強度而添加。為獲得所述效果,必須設Mn量為0.01%以上。然,若Mn含量大於8.0%則Mn偏析所致之鋼板表層的硬度分布會變大。由該觀點則宜為5%以下、且以3%以下為佳。
並且,表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和宜為板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍以下。其將於之後詳述,表層軟化部藉由將組織大部分作成再結晶肥粒鐵、未再結晶肥粒鐵、變態肥粒鐵,並且減低未再結晶肥粒鐵之分率即可降低硬度不均。可改善淬火性之Mn量、Cr量及Mo量的總和若比板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍大,則易產生低溫變態組織,造成硬度不均。且較佳為0.7倍以下,更佳為0.5倍以下,又以0.3倍以下最佳。而該等下限値並無規定。
「P:0.1%以下」 P會使熔接部脆化。若大於0.1%則熔接部脆化會變顯著,故將其適當範圍限定在0.1%以下。雖未規定P含量的下限,但若設為小於0.001%則於經濟層面來說不利。
「S:0.05%以下」 S會對熔接性以及鑄造時及熱軋時之製造性帶來不好的影響。由此看來,設其上限値為0.05%以下。雖未規定S含量的下限,但若設為小於0.0001%則於經濟層面來說不利。
「Al:0~3%」 Al可作為脫氧劑發揮作用,而宜於脫氧步驟添加。為獲得所述效果,須設Al量為0.01%以上。另一方面,若Al量超過3%,則會提高連續鑄造時鋼胚裂痕之危險性。
「N:0.01%以下」 N會形成粗大氮化物致使彎曲性變差,故須抑制添加量。其係因若N大於0.01%則該傾向會變顯著,故設N含量範圍在0.01%以下。並且,N會致使於熔接時產生氣孔故宜少。N含量的下限値雖無特別限定即可發揮本發明之效果,但若設N含量小於0.0005%,則會導致製造成本大幅增加,故其為實質下限値。
「選自於由Cr:0.01~3%、Mo:0.01~1%及B:0.0001~0.01%所構成群組中之至少一種元素」 Cr、Mo及B係可有助於提升強度之元素,可用以取代一部分的Mn。Cr、Mo及B宜分別以0.01%以上、0.01%以上及0.0001%以上含有1種或2種以上。另一方面,若各元素的含量過多,則酸洗性或熔接性、熱加工性等會變差,故Cr、Mo及B含量宜分別為3%以下、1%以下及0.01%以下。又,Cr與Mo和Mn之總和具有其較佳範圍,即如上所述。
又,表層軟化部之B量宜為板厚中心部之B量的0.9倍以下。可改善淬火性之B量若大於板厚中心部之B量的0.9倍,則易產生低溫變態組織,造成硬度不均。且較佳為0.7倍以下,更佳為0.5倍以下,又以0.3倍以下最佳。而該等下限値並無規定。
「選自於由Ti:0.01~0.2%、Nb:0.01~0.2%及V:0.01~0.2%所構成群組中之至少一種元素」 Ti、Nb及V係強化元素。利用析出物強化、抑制肥粒鐵結晶粒之成長所行細粒強化及透過抑制再結晶之差排強化可有助於提升鋼板強度。在此目的下進行添加時宜添加0.01%以上。然,其等含量若大於0.2%,則碳氮化物的析出會變多而致使成形性變差。
「選自於由Cu:0.01~1%及Ni:0.01~1%所構成群組中之至少一種元素」 Cu及Ni係可有助於提升強度之元素,可用以取代一部分的Mn。Cu及Ni宜分別以0.01%以上含有1種或2種。另一方面,各元素的含量若過多,則會有酸洗性或熔接性、熱加工性等變差之情形,故Cu及Ni含量宜為1.0%以下。
又,表層軟化部之Cu量及Ni量的總和宜設為板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.9倍以下。可改善淬火性之Cu量及Ni量的總和若大於板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.9倍,則易產生低溫變態組織,造成硬度不均。且較佳為0.7倍以下,更佳為0.5倍以下,又以0.3倍以下最佳。而該等下限値並無規定。
又,即便於表層軟化部蓄意或不可避免地添加以下元素亦不會阻礙本發明之效果。即為:O:0.001~0.02%、W:0.001~0.1%、Ta:0.001~0.1%、Sn:0.001~0.05%、Sb:0.001~0.05%、As:0.001~0.05%、Mg:0.0001~0.05%、Ca:0.001~0.05%、Zr:0.001~0.05%以及Y:0.001~0.05%、La:0.001~0.05%及Ce:0.001~0.05%等之REM(稀土族金属:Rare-Earth Metal)。
本發明之效果、亦即優異彎曲加工性及/或延性在即便於表層軟化部表面施有熔融鍍鋅、合金化熔融鍍鋅、電鍍鋅之情況下亦同樣可達成。
接著,說明用以製得本發明之高強度鋼板之製法的形態。以下說明意僅例示用以製得本發明之高強度鋼板之製法,而非意以如下說明之積層有2片鋼板而成之多層鋼板限定本發明之高強度鋼板。舉例而言,藉由將單層鋼板進行脫碳處理使其表層部分軟化,亦可製造由表層軟化部與板厚中心部構成之高強度鋼板。
於經將滿足上述板厚中心部之成分的表面進行脫脂之母材鋼板的單面或雙面,積層表層用鋼板。
對上述積層體(多層鋼板)施行熱軋或冷軋、連續退火、連續熔融鍍敷等,藉此可製得本發明之高強度鋼板、更具體而言為熱軋鋼板、冷軋鋼板、鍍敷鋼板。
譬如,製造本發明所包含之高強度鋼板中之熱軋鋼板之方法之特徵在於包含以下步驟:形成多層鋼板之步驟,於母材鋼板的單面或雙面積層表層用鋼板來形成多層鋼板,其中該母材鋼板係用以構成具有以上說明之化學組成的板厚中心部,該表層用鋼板係用以構成具有同樣以上說明之化學組成的表層軟化部; 熱軋延步驟,係將前述多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下加熱、較佳為於高於1150℃且於1350℃以下加熱後,進行熱軋延之步驟,並且前述熱軋延步驟包含粗軋延及完工溫度為800~980℃之完工軋延,前述粗軋延係在粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下進行2次以上;以及 捲取步驟,係將經熱軋延之多層鋼板於冷卻過程中在700℃~500℃的溫度下保持3秒以上,接著以捲取溫度600℃以下進行捲取。 。
當使元素擴散於母材鋼板與表層用鋼板之間,以於兩者之間形成板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時,宜於上述熱軋延步驟中將多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下加熱2小時以上,且較佳為以大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上。
為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性,捲取溫度宜為母材鋼板之麻田散鐵變態開始溫度Ms以上且變韌鐵變態開始溫度Bs以下之溫度。 於此, Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此,C、Si、Mn、Cr、Ni及Al係前述母材鋼板之各元素的含量[質量%],Sf係前述母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
針對各步驟進行詳細說明,為製得熱軋鋼板,首先將經上述方法製出之多層鋼板以加熱溫度1100℃以上、較佳為大於1150℃且於1350℃以下加熱。為抑制鑄造所造成之結晶方位的各向異性,宜設鋼胚的加熱溫度為1100℃以上。另一方面,鋼胚之加熱溫度若於高於1350℃則進行加熱需投入大量能量,致使製造成本大幅增加,故設為1350℃以下。又,為了將表層軟化部之奈米硬度的標準差控制在0.8以下,並且為了在硬度遷移帶存在時賦予其緩和的硬度變化,需控制使合金元素、尤其係C原子的濃度和緩分布。C濃度之分布係由C原子之擴散而得,C原子之擴散頻率越高溫會越增加。因此,為控制C濃度,從熱軋加熱到粗軋延之控制即很重要。於熱軋加熱時,為促進C原子之擴散,必須使加熱溫度高溫化,而宜為1100℃以上且1350℃以下、較佳為高於1150℃且於1350℃以下。於熱軋加熱時即會產生圖2所示之(i)及(ii)之變化。(i)為C原子從板厚中心部擴散到表層軟化部之C原子的擴散,(ii)為C從表層軟化部脫離到外部之C的脫碳反應。藉由此(i)與(ii)之C原子的擴散與脫離反應之平衡而於C濃度產生分布。若低於1100℃,則(i)的反應會不足,而無法獲得較佳的C濃度分布。另一方面若高於1350℃,則(ii)的反應過度,同様地無法獲得較佳的濃度分布。
並且,除了藉由調節熱軋加熱溫度以控制成較佳的C濃度分布,進而為了獲得最佳的C濃度分布,控制粗軋延中的道次極其重要。粗軋延係在粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下進行2次以上。其係因於粗軋延導入之應變會促進圖2中之(i)的C原子擴散之故。假設將經於熱軋加熱將C濃度控制成較佳狀態之鋼胚以一般方法進行粗軋延及完工軋延時,板厚即會於C原子無法充分擴散於表層軟化部內之狀態下減少。因此,從具有厚度大於200mm之鋼胚以一般方法之熱軋製造厚度數mm之熱軋鋼板時,會製出C濃度在表層軟化部急遽變化之鋼板,而無法獲得緩和的硬度變化。上述控制粗軋延之道次即為為解決此情事所想出之方法。不僅溫度,C原子之擴散還會大大影響應變(差排密度)。尤其係相較於晶格擴散,差排擴散時擴散頻率會提高至10倍以上,而殘留差排密度,從而須進行利用軋延使板厚變薄之處理。圖3的曲線1係顯示粗軋延之每道次的板厚減少率小時在軋延道次後之差排密度變化,可知即便經過長時間仍殘存有應變。如上述經過長時間使應變殘存於表層軟化部,可使表層軟化部內之C原子充分擴散,而獲得最佳的C濃度分布。另一方面,曲線2係板厚減少率大時之差排密度的變化,經軋延導入之應變量變高時,會易促進恢復,而使差排密度急遽降低。因此,為獲得最佳的C濃度分布,必須不產生如曲線2之差排密度的變化。由上述觀點來看,每1道次之板厚減少率上限會是小於50%。此外,為促進C原子在表層軟化部之擴散,必須確保某量之差排密度與保持時間,故須確保板厚減少率之下限為5%,且道次間時間為3秒以上。
又,欲形成硬度遷移帶時,係設鋼胚之加熱時間為2小時以上。其係因於鋼胚加熱中可使元素在母材鋼板與表層用鋼板之間擴散,從而縮小形成於兩者之間的硬度遷移帶的平均硬度變化之故。加熱時間若短於2小時,則硬度遷移帶的平均硬度變化會不夠小。雖未規定加熱時間的上限,但加熱8小時以上需大量加熱能,而由成本面來說不理想。
加熱鋼胚後進行熱軋延。熱軋延之完成溫度(完工溫度)若低於800℃,則軋延反作用力會提高,而難以穩定製得指定之板厚。因此,設熱軋延的完成溫度為800℃以上。另一方面,若設熱軋延的完成溫度高於980℃,則於從鋼胚加熱結束至熱軋延完成為止之步驟中需設置加熱鋼板之裝置,而造成成本高騰,故設熱軋延的完成溫度為980℃以下。
然後,於冷卻過程中在700℃~500℃之間的溫度下保持3秒以上。其為本發明中重要的條件,係僅使表層之軟質層進行肥粒鐵變態以降低硬度不均之必要步驟。若溫度在700℃以上會使肥粒鐵變態延遲,故無法令表層為肥粒鐵。若在500℃以下則表層的一部分會變成低溫變態組織。具有肥粒鐵與低溫變態組織之多數組織時會致使表層之硬度不均,故設保持溫度為500℃以上。設保持時間為3秒以上。為使表層之肥粒鐵變態充分進行,須保持3秒以上。較佳為保持時間在5秒以上、且以10秒以上更佳。
捲取溫度是設為600℃以下。這是為了要令母材鋼板中生成低溫變態組織以作成高強度鋼。較佳為500℃以下,且更佳為400℃以下。如上述,本發明特徴之一,即藉由改變母材鋼板與表層用鋼板之變態的時間點來製得於表層產生之硬度不均小的組織。而且,為了要令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計在10%以上,以提升該高強度鋼板的延性,捲取溫度係設為母材鋼板之變韌鐵變態溫度區之溫度,意即母材鋼板之麻田散鐵變態開始溫度Ms以上且變韌鐵變態開始溫度Bs以下之溫度。其係因可使母材鋼板生成變韌鐵或麻田散鐵而製成高強度鋼,並使殘留沃斯田鐵穩定化之故。如上述,本發明特徴之一,即藉由改變母材鋼板與表層用鋼板之變態的時間點來製得於表層產生之硬度不均小的組織。此外,本發明中,麻田散鐵變態開始溫度Ms及變韌鐵變態開始溫度Bs係經以下式算出。 Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此,C、Si、Mn、Cr、Ni及Al係母材鋼板之各元素的含量[質量%],Sf係母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
此外,要求得鋼板製造中之肥粒鐵的面積分率係很困難的,因此於本發明中係使用在計算Bs及Ms時,採取要進入退火步驟前之冷軋板並以與退火步驟相同溫度履歴進行退火後而得之肥粒鐵的面積分率。
接著,說明製得本發明所包含之高強度鋼板中之冷軋鋼板之方法。製造該冷軋鋼板之方法之特徵在於包含以下步驟: 形成多層鋼板之步驟,於母材鋼板的單面或兩面積層表層用鋼板來形成多層鋼板,其中該母材鋼板係用以構成具有以上說明之化學組成的板厚中心部,該表層用鋼板係用以構成具有同樣以上說明之化學組成的表層軟化部; 熱軋延及冷軋延之步驟,係將前述多層鋼板於加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、較佳為於大於1150℃且於1350℃以下加熱後,進行熱軋延及冷軋延,並且前述熱軋延包含粗軋延及完工溫度為800~980℃之完工軋延,前述粗軋延係在粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且於50%及道次間時間:3秒以上之條件下進行2次以上;以及 冷卻步驟,係將經軋延之多層鋼板於前述母材鋼板之Ac3點-50℃以上且700℃以上並且900℃以下之溫度下保持5秒以上,接著以平均冷卻速度100℃/s以下從750℃冷卻至550℃以下為止。 於此, Ac3=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) 於此,C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係各元素的含量[質量%]。
當使元素擴散於母材鋼板與表層用鋼板之間,以於兩者之間形成板厚方向的平均硬度變化在5000(ΔHv/mm)以下的硬度遷移帶時,宜將上述多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下或大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上後進行熱軋延及冷軋延。
並且,為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性,宜使經軋延後的多層鋼板通過連續退火產線進行退火,來取代上述規定之冷軋延後的步驟,並且該連續退火產線中之退火宜包含以下步驟: 首先,將上述多層鋼板於700℃以上且900℃以下之加熱溫度下保持5秒以上; 接著,任意選擇進行預備冷卻,使前述多層鋼板從前述加熱溫度至上述母材鋼板的Bs點以上且小於Ac3點-20℃之預備冷卻停止溫度為止停留5秒以上且少於400秒; 然後,將前述多層鋼板以10℃/s以上之平均冷卻速度冷卻至前述母材鋼板的Ms-100℃以上且低於Bs之冷卻停止溫度為止;及 然後,使前述多層鋼板在前述母材鋼板的Ms-100℃以上之溫度區中停留30秒以上且600秒以下。 Ac3(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al・・(式2) Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al・・(式3) 於此,C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係前述母材鋼板之各元素的含量[質量%],Sf係前述母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
針對各步驟進行詳細說明,首先如在製造熱軋鋼板之方法中所說明,將經上述方法製出之多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、或大於1150℃且於1350℃以下加熱,然後熱軋延,並以例如捲取溫度20℃以上且700℃以下進行捲取。接著,將依上述製出之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗係用以去除熱軋鋼板表面的氧化物之處理,可進行一次,也可分多次進行。欲形成硬度遷移帶時,首先宜將多層鋼板以加熱溫度1100℃以上且1350℃以下、或大於1150℃且於1350℃以下加熱2小時以上。其係因在加熱中可使元素在母材鋼板與表層用鋼板之間擴散,從而縮小形成於兩者之間的硬度遷移帶的平均硬度變化之故。加熱時間若短於2小時,則硬度遷移帶的平均硬度變化會不夠小。接著,將依上述製出之熱軋鋼板進行酸洗。酸洗係用以去除熱軋鋼板表面的氧化物之處理,可進行一次,也可分多次進行。
於冷軋延中,若軋縮率合計大於85%,則母材鋼板會喪失延性,致使母材鋼板在冷軋延中斷裂之危險性變高,故軋縮率合計宜在85%以下。另一方面,為使在退火步驟中軟質層的再結晶充分進行,宜設軋縮率合計為20%以上、且設為30%以上更佳。於冷軋前為了降低冷軋荷重,亦可以700℃以下之溫度進行退火。
接著針對退火進行說明,首先,本發明中如上所述與硬質層相較之下,軟質層係淬火性低的成分系,故在退火時幾乎不會生成低溫變態組織,退火後的組織中曾經發生沃斯田鐵變態的部分會成為變態肥粒鐵,未發生沃斯田鐵變態的部分則會成為再結晶肥粒鐵或未再結晶肥粒鐵。其中,會成為硬度不均的主要原因的是硬度大的未再結晶肥粒鐵,故於以下說明中,減少未再結晶肥粒鐵即為本發明之要點。
於退火中,係在母材鋼板的Ac3點-50℃以上且700℃以上並且900℃以下為止進行加熱,並保持5秒以上。設為母材鋼板的Ac3點-50℃以上之理由係因藉由將母材鋼板加熱成肥粒鐵與沃斯田鐵之2相區域或加熱成沃斯田鐵單相區域,可藉由之後的熱處理獲得變態組織而獲得所需之強度。若溫度比其低則強度會顯著降低。設為700℃以上之理由係為使軟化層的再結晶充分進行以使未再結晶分率降低,從而降低硬度不均之故。若溫度低於700℃則軟化層的硬度不均會變大。若加熱至900℃以上,則硬質層的舊γ粒徑會粗大化致使靭性變差,故不佳。而須在加熱溫度下保持5秒以上。保持時間若在5秒以下,母材鋼板之沃斯田鐵變態的進行即不充分,致使強度降低顯著。並且,軟化層的再結晶會不充分,表層的硬度不均亦大。由該等觀點來看,保持時間宜為10秒以上。更佳為20秒以上。
接著,於冷卻中,係以平均冷卻速度100℃/s以下從750℃冷卻至550℃以下為止。平均冷卻速度的下限值並無特別限定,可為譬如2.5℃/s。將平均冷卻速度的下限值設定為2.5℃/s的理由係為了抑制母材鋼板中發生肥粒鐵變態,而母材鋼板軟化的情形。當平均冷卻速度較2.5℃/s慢時,強度會明顯降低。較佳為5℃/s以上,以10℃/s以上更佳,又以20℃/s以上更佳。若在750℃以上則明顯不易產生肥粒鐵變態,故冷卻速度並未限制。而若為550℃以下的溫度,因可獲得低溫變態組織,故不限制冷卻速度。若以較100℃/s快的速度冷卻,在表層中亦會產生低溫變態組織而造成硬度不均,故要以100℃/s以下進行冷卻。較佳為50℃/s以下。且以20℃/s以下更佳。
若在550℃以下,可以固定冷卻速度冷卻至室溫為止,亦可藉由保持在200℃~550℃左右之溫度下使變韌鐵變態進行、或將麻田散鐵退火。惟,若長時間在300℃~550℃下保持,則有致使強度降低之可能性,故若欲在該溫度下保持則保持時間宜為600秒以下。
為了令高強度鋼板之板厚中心部的殘留沃斯田鐵以面積分率計為10%以上以提升該高強度鋼板之延性,宜實施以下退火及冷卻來取代以上說明之退火及冷卻。首先,於退火中,係在700℃以上至900℃以下為止進行加熱並保持5秒以上。設為700℃以上之理由係為使軟化層的再結晶充分進行以使未再結晶分率降低,從而降低硬度不均之故。若溫度低於700℃則軟化層的硬度不均會變大。若加熱至900℃以上,則硬質層的舊γ粒徑會粗大化致使靭性變差,故不佳。而須在加熱溫度下保持5秒以上。保持時間若在5秒以下,母材鋼板之沃斯田鐵變態的進行即不充分,致使強度降低顯著。並且,軟化層的再結晶會不充分,表層的硬度不均亦大。由該等觀點來看,保持時間宜為10秒以上。更佳為20秒以上。
退火係例如使經軋延之多層鋼板通過連續退火產線來進行。於此,於連續退火產線中之退火包含以下步驟:首先,將多層鋼板於700℃以上且900℃以下之加熱溫度下保持5秒以上;接著,任意選擇進行預備冷卻,使多層鋼板從該加熱溫度至母材鋼板的Bs點以上且小於Ac3點-20℃之預備冷卻停止溫度為止停留5秒以上且少於400秒。所述預備冷卻步驟可因應需要進行,亦可不進行該預備冷卻步驟即進行後續的冷卻步驟。
進行任意選擇之預備冷卻步驟後,於連續退火產線中之退火包含以下步驟:將多層鋼板以10℃/s以上的平均冷卻速度冷卻至母材鋼板的Ms-100℃以上且小於Bs之冷卻停止溫度為止;及,接著,將多層鋼板於母材鋼板的Ms-100℃以上之溫度區、較佳為於300℃以上且500℃以下之溫度區中停留30秒以上且600秒以下。該停留中可因應需要多次任意進行加熱及冷卻。為了使殘留沃斯田鐵穩定化,此停留時間很重要。所需停留時間若少於30秒,則難以製得10%以上的殘留沃斯田鐵。另一方面,若在600秒以上,則組織整體會軟質化而難以獲得充分的強度。此外,本發明中,Ac3、Bs及Ms係經以下式算出。 Ac3(℃)=910-203√C+44.7Si-30Mn+700P-20Cu-15.2Ni-11Cr+31.5Mo+400Ti+104V+400Al・・(式1) Bs(℃)=820-290C/(1-Sf)-37Si-90Mn-65Cr-50Ni+70Al Ms(℃)=541-474C/(1-Sf)-15Si-35Mn-17Cr-17Ni+19Al 於此,C、Si、Mn、P、Cu、Ni、Cr、Mo、Ti、V及Al係母材鋼板之各元素的含量[質量%],Sf係母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。
此外,要求得鋼板製造中之肥粒鐵的面積分率係很困難的,因此於本發明中係使用在計算Bs及Ms時,採取要進入退火步驟前之冷軋板並以與退火步驟相同溫度履歴進行退火後而得之肥粒鐵的面積分率。
之後,施行熔融鍍鋅時,鍍敷浴溫度可為以往即適用之條件,例如可適用440℃~550℃等之條件。並且,施行熔融鍍鋅後,進行加熱合金化處理以製作合金化熔融鍍鋅鋼板時,該合金化的加熱溫度可為以往即適用之條件,例如可適用400℃~600℃等之條件。合金化的加熱方式並無特別限定,可使用利用燃燒氣體直接加熱、或誘導加熱、直接通電加熱等視以往之熔融鍍敷設備而定之加熱方式。
於合金化處理後,將鋼板冷卻至200℃以下,並因應需要施行調質軋延。
製造電鍍鋅鋼板時例如有以下方法:於鍍敷的前處理施行鹼脫脂、水洗、酸洗以及水洗,之後使用液循環式電鍍裝置對前處理後的鋼板使用由硫酸鋅、硫酸鈉、硫酸所構成之物作為鍍敷浴,以電流密度100A/dm2左右進行電解處理至成為預定鍍敷厚度為止。
最後針對表層用鋼板記述其較佳成分。本發明鋼板有表層軟化部與板厚中心部之化學組成相異之情形。為所述情況時,構成表層軟化部之表層用鋼板之較佳化學組成如下。
表層用鋼板之C量宜為母材鋼板之C量的0.9倍以下。其係因要將表層用鋼板之硬度降得比母材鋼板之硬度還低之故。若大於0.9倍,則於最後製得之高強度鋼板中表層軟化部之平均維氏硬度會有無法成為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之情形。較佳為表層用鋼板之C量為母材鋼板之C量的0.7倍以下,更宜為0.5倍以下,且最宜為0.3倍以下。
表層用鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和宜為母材鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍以下。可改善淬火性之Mn量、Cr量及Mo量的總和若比母材鋼板之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍大,則易於生成低溫變態組織,造成硬度不均。較佳為0.7倍以下,更宜為0.5倍以下,且最宜為0.3倍以下。
表層用鋼板之B量宜為母材鋼板之B量的0.9倍以下。可改善淬火性之B量若大於母材鋼板的0.9倍,則易於生成低溫變態組織,而造成硬度不均。較佳為0.7倍以下,更宜為0.5倍以下,且最宜為0.3倍以下。
表層用鋼板之Cu量及Ni量的總和宜設為母材鋼板之Cu量及Ni量的總和的0.9倍以下。可改善淬火性之Cu量及Ni量的總和若大於母材鋼板之Cu量及Ni量的總和的0.9倍,則易於生成低溫變態組織,而造成硬度不均。較佳為0.7倍以下,更宜為0.5倍以下,且最宜為0.3倍以下。
表層用鋼板除上述元素以外,亦可具有:Si、P、S、Al、N、Cr、B、Ti、Nb、V、Cu、Ni、O、W、Ta、Sn、Sb、As、Mg、Ca、Y、Zr、La、Ce。上述元素之較佳組成範圍與板厚中心部之較佳範圍相同。
接下來,記述本發明之鋼組織的鑑定方法。鋼組織可於500倍~10000倍之倍率下觀察鋼板之與軋延方向及厚度方向平行之截面及/或與軋延方向垂直之截面來鑑定。譬如,切出鋼板後,利用機械研磨將表面加工成鏡面後,用硝太蝕劑(nital)試藥顯現出鋼組織。之後,用掃描型電子顯微鏡(SEM:scanning electron microscope)觀察從表面起算之深度為該鋼板厚度1/2左右之區域的鋼組織。藉此即可測定母材鋼板之肥粒鐵的面積分率。又,於本發明中,板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率係利用X射線測定並如下進行而決定。首先,用機械研磨及化學研磨去除從鋼板表面起至該鋼板厚度1/2為止之部分,並對該經化學研磨之面使用MoKα線作為特性X射線來測定。然後,從體心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)之繞射峰的積分強度比,用下式來算出板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率。 Sγ=(I200f
+I220f
+I311f
)/(I200b
+I211b
)×100 (Sγ係板厚中心部之殘留沃斯田鐵的面積分率,I200f
、I220f
及I311f
分別表示fcc相的(200)、(220)及(311)之繞射峰的強度,I200b
及I211b
分別表示bcc相的(200)及(211)之繞射峰的強度)
實施例 本實施例中,係對所製得之各製品實施維氏硬度試驗、奈米硬度試驗、拉伸試驗、V彎曲試驗及凹口感受性試驗。
平均維氏硬度係如下進行而決定。首先,從板厚1/2位置起朝表面於板厚方向上以板厚的5%間隔,以壓入荷重100g重測定在某板厚方向位置之維氏硬度,然後從該位置起在板厚垂直方向上於與軋延方向平行之線上同樣地以壓入荷重100g重測定合計5點的維氏硬度,並將該等平均値作為在該板厚方向位置之平均維氏硬度。此外,排列於板厚方向及軋延方向上之各測定點的間隔係設為壓痕4倍以上的距離。當在某板厚方向位置之平均維氏硬度為經同様方式測得之在板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.6倍以下時,即將比其位置更靠表面側定義為表層軟化部。表層軟化部整體之平均維氏硬度係在經上述定義出之表層軟化部內隨機測定10點的維氏硬度,並將該等平均而求得。
又,以本說明書內規定之方法求取表層軟化部的厚度來決定相對於板厚之比率。同様地以本說明書內規定之方法來決定硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化之値。
表層軟化部的奈米硬度係從表面起算在表層軟化部厚度1/2位置於板厚垂直方向上測定100點奈米硬度,並將該等値之標準差作為表層軟化部之奈米硬度的標準差。
拉伸強度TS及延伸率(%)係在與軋延方向呈直角之方向上取長軸並製作JIS Z 2201記載之5號試驗片後,依循JIS Z 2241進行測定。
又,臨界彎曲半徑R係以使相對於軋延方向呈垂直之方向為長邊方向(彎曲稜線與軋延方向一致)來做出JIS Z2204之1號試驗片後,依循JIS Z2248進行V彎曲試驗。將僅單面具表層軟化部之試樣彎曲成具表層軟化部之面成彎曲外側。設衝模與衝頭之角度為60°並以0.5mm單位變更衝頭之前端半徑來進行彎曲試驗,而求得可不致使龜裂產生進行彎曲之衝頭前端半徑作為臨界彎曲半徑R。
凹口感受性係如以下求取。首先,與拉伸試驗同樣地製作JIS Z 2201記載之6號試驗片後,於平行部之中心部導入深度50μm之凹口。將十字頭速度設為100mm/分鐘及0.1mm/分鐘來進行拉伸試驗。且令將十字頭速度設為100mm/分鐘作拉伸時的拉伸強度(σ高速)與將十字頭速度設為0.1mm/分鐘作拉伸時的拉伸強度(σ低速)之比(σ高速/σ低速)為凹口感受性的指標。若σ高速/σ低速為大於1.0,則可判斷為凹口感受性低而能緩和凹口效果。另一方面,若σ高速/σ低速為1.0,則可判斷為凹口感受性高而不論拉伸速度高低都容易斷裂。
[實施例A] 對具有表1所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後,於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表1所示化學組成之表層用鋼板。表層用鋼板的厚度相對於板厚之比率如表1「表層軟化部(單側)之比率(%)」所示。將其於表2所示加熱溫度、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時,係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表2所示之値。欲將冷軋鋼板製成製品時,係在之後進行酸洗、50%的冷軋並於表2所示條件下進行退火。
此外,對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後,分別與表1所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表1-1]
[表1-2]
[表2-1]
[表2-2]
[表2-3]
[表2-4]
參照表2譬如可知,比較例4、6、7及10之鋼板雖然滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之要件,但表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,亦即未滿足0.8以下之要件。結果該等比較例之鋼板的臨界彎曲半徑R為2.5mm或2mm。與其相對,滿足上述2個要件之本發明實施例的鋼板的臨界彎曲半徑R小於2mm,且尤為1.5mm或1mm。因此,可知相較於僅於板厚中心部組合了比其更軟之表層軟化部的鋼板,藉由將表層軟化部之硬度不均控制在預定範圍內可顯著改善鋼板的彎曲性。
又,參照比較例4的熱軋鋼板,於令熱軋延後之冷卻過程中於700℃~500℃中之保持時間為1秒時,表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,臨界彎曲半徑R為2mm。與其相對,除了令保持時間為20秒外依與比較例4相同方式製出之實施例3的熱軋鋼板,其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.5,臨界彎曲半徑R為1mm。
又,參照實施例5的冷軋鋼板,為了滿足以下要件:Ac3點-50℃以上且700℃以上並且900℃以下之溫度、以及5秒以上,適當選擇退火時的溫度及保持時間,藉此可抑制表層軟化部之硬度不均(表層軟化部之奈米硬度的標準差:0.5),結果可知可顯著改善冷軋鋼板之彎曲性(臨界彎曲半徑R為1mm)。另一方面,未滿足上述要件之比較例6及7的冷軋鋼板,其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,臨界彎曲半徑R為2mm。
除此之外,實施例9的冷軋鋼板於退火時的平均冷卻速度為2℃/s,而拉伸強度為1500MPa。另一方面,使用有相同鋼種b的實施例8的冷軋鋼板藉由將該平均冷卻速度控制在20℃/s,而可達成1670MPa之較高拉伸強度。
又,在熱軋延中未於粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板,其臨界彎曲半徑R高,而無法達成充分的彎曲加工性。此外,本發明實施例之所有鋼板中σ高速/σ低速的值大於1.0,因此能夠抑制凹口效果。
[實施例B:形成硬度遷移帶] 對具有表3所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後,於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表1所示化學組成之表層用鋼板。表層用鋼板的厚度相對於板厚之比率如表3「表層用鋼板(單側)之比率(%)」所示。將其於表4所示加熱溫度、加熱時間、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時,係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表4所示之値。欲將冷軋鋼板製成製品時,係在之後進行酸洗、50%的冷軋並於表4所示條件下進行退火。
此外,對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後,分別與表3所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表3-1]
[表3-2]
[表4-1]
[表4-2]
[表4-3]
[表4-4]
參照表4譬如可知,比較例104、106、107及111的鋼板滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之要件,並滿足硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下之要件,但表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,亦即未滿足0.8以下之要件。結果該等比較例之鋼板的臨界彎曲半徑R為2.5mm或2mm。另一方面,實施例112滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之要件,並滿足表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下之要件,但硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5633(ΔHv/mm),亦即大於5000(ΔHv/mm)。結果實施例112之鋼板的臨界彎曲半徑R為1.5mm。與其相對,滿足「表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下」及「表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下」之2個要件且「硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下」之實施例的鋼板,其臨界彎曲半徑R為1mm。因此,可知相較於僅於板厚中心部組合了比其更軟之表層軟化部等,且僅將表層軟化部之硬度不均及硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化之其中一者控制於特定範圍內之鋼板,藉由將表層軟化部之硬度不均及硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化兩者控制於特定範圍內可顯著改善鋼板的彎曲性。
又,參照比較例104的熱軋鋼板,於令熱軋延後之冷卻過程中於700℃~500℃中之保持時間為1秒時,表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,臨界彎曲半徑R為2mm。與其相對,除了令保持時間為30秒及令捲取溫度為300℃外依與比較例104相同方式製出之實施例103的熱軋鋼板,其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.5,臨界彎曲半徑R為1mm。
又,參照實施例105的冷軋鋼板,為了滿足以下要件:Ac3點-50℃以上且700℃以上並且900℃以下之溫度、以及保持5秒以上,適當選擇退火時的溫度及保持時間,藉此可抑制表層軟化部之硬度不均(表層軟化部之奈米硬度的標準差:0.5),結果可知可顯著改善冷軋鋼板之彎曲性(臨界彎曲半徑R為1mm)。另一方面,未滿足上述要件之比較例106及107的冷軋鋼板,其表層軟化部之奈米硬度的標準差為0.9,臨界彎曲半徑R為2mm。
除此之外,實施例109的冷軋鋼板於退火時的平均冷卻速度為2℃/s,而拉伸強度為1470MPa。另一方面,使用有相同鋼種b’的實施例108的冷軋鋼板藉由將該平均冷卻速度控制在10℃/s,而可達成1650MPa之較高拉伸強度。
又,在熱軋延中未於粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板,其臨界彎曲半徑R高,而無法達成充分的彎曲加工性。此外,本發明實施例之所有鋼板中σ高速/σ低速的值大於1.0,因此能夠抑制凹口效果。
[實施例C:形成以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵的板厚中心部] 對具有表5所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後,於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表5所示化學組成之表層用鋼板。將其於表6所示加熱溫度、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時,係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表6所示之値。為將冷軋鋼板製成製品時,係在之後進行酸洗,且以表6所示冷軋率進行冷軋,並於表6所示條件下進行退火。
此外,對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後,分別與表5所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表5-1]
[表5-2]
[表5-3]
[表5-4]
[表6-1]
[表6-2]
[表6-3]
[表6-4]
[表6-5]
[表6-6]
當拉伸強度在800MPa以上且臨界彎曲半徑R小於2mm時,評估為具優異彎曲性之高強度鋼板(表6中的實施例)。並且延伸率為15%以上時評估為彎曲性及延性優異之高強度鋼板(表6中的實施例201~241)。另一方面,當未滿足「拉伸強度在800MPa以上」及「臨界彎曲半徑R小於2mm」之性能中任一者時,即評估為比較例。
又,在熱軋延中未於粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板,其臨界彎曲半徑R高,而無法達成充分的彎曲加工性。此外,本發明實施例之所有鋼板中σ高速/σ低速的值大於1.0,因此能夠抑制凹口效果。
[實施例D:形成硬度遷移帶及以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵的板厚中心部] 對具有表7所示化學組成之板厚20mm的連續鑄造鋼胚(母材鋼板)研削表面去除表面氧化物後,於其單面或雙面利用電弧熔接積層具有表7所示化學組成之表層用鋼板。將其於表8所示加熱溫度、加熱時間、完工溫度、捲取溫度之條件下進行熱軋而製得積層熱軋鋼板。為用以將熱軋鋼板製成製品之供試材時,係將在熱軋之700℃~500℃中之保持時間刻意控制成表8所示之値。為將冷軋鋼板製成製品時,係在之後進行酸洗,且以表8所示冷軋率進行冷軋,並於表8所示條件下進行退火。
此外,對所製得之製品實際上測定從表層至板厚2%之位置的化學組成與板厚1/2位置的化學組成後,分別與表7所示母材鋼板及表層用鋼板之化學組成幾乎無變化。
[表7-1]
[表7-2]
[表7-3]
[表7-4]
[表8-1]
[表8-2]
[表8-3]
[表8-4]
[表8-5]
[表8-6]
當拉伸強度在800MPa以上且臨界彎曲半徑R小於2mm時,評估為具優異彎曲性之高強度鋼板(表8中的實施例)。尤其可知實施例353及356滿足表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下之要件,並滿足表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下之要件,但硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化大於5000(ΔHv/mm)。結果實施例353及356之鋼板的臨界彎曲半徑R為1.5mm。與其相對,滿足「表層軟化部之平均維氏硬度為板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下」及「表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下」之2個要件且「硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下」之實施例的鋼板,其臨界彎曲半徑R為1mm。並且,板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵時,可製得延伸率為15%以上且不僅彎曲性連延性亦優異之高強度鋼板(表8中的實施例301~341)。另一方面,當未滿足「拉伸強度在800MPa以上」及「臨界彎曲半徑R小於2mm」之性能中任一者時,即評估為比較例。
又,在熱軋延中未於粗軋延溫度:1100℃以上、每道次之板厚減少率:5%以上且小於50%及道次間時間:3秒以上之條件下實施2次以上粗軋延而製出之鋼板,其臨界彎曲半徑R高,而無法達成充分的彎曲加工性。此外,本發明實施例之所有鋼板中σ高速/σ低速的值大於1.0,因此能夠抑制凹口效果。
圖1係顯示有關本發明較佳實施形態之高強度鋼板之硬度分布的一例。 圖2係用以說明製造本發明高強度鋼板時C原子擴散的示意圖。 圖3係顯示有關製造本發明高強度鋼板之方法所用粗軋延之軋延道次後的差排密度變化之圖表。
Claims (11)
- 一種高強度鋼板,包含板厚中心部、與配置於該板厚中心部之單側或兩側的表層軟化部,且該高強度鋼板之拉伸強度為800MPa以上;該高強度鋼板之特徵在於:各表層軟化部具有大於10μm至板厚之30%以下的厚度,前述表層軟化部之平均維氏硬度係板厚1/2位置之平均維氏硬度的0.60倍以下,前述表層軟化部之奈米硬度的標準差在0.8以下。
- 如請求項1之高強度鋼板,其更包含硬度遷移帶,係形成於前述板厚中心部與各表層軟化部之間且與該等相隣接,且該硬度遷移帶之板厚方向的平均硬度變化為5000(ΔHv/mm)以下。
- 如請求項1或2之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以面積分率計包含10%以上之殘留沃斯田鐵。
- 如請求項1或2之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計含有:C:0.05~0.8%、Si:0.01~2.50%、Mn:0.010~8.0%、P:0.1%以下、S:0.05%以下、Al:0~3%、及N:0.01%以下,且剩餘部分由鐵及不可避免之不純物構成。
- 如請求項4之高強度鋼板,其中前述板厚中心部以質量%計更含有選自於由下述元素所構成群組中之至少一種元素:Cr:0.01~3%、Mo:0.01~1%、B:0.0001%~0.01%、Ti:0.01~0.2%、Nb:0.01~0.2%、V:0.01~0.2%、Cu:0.01~1%、Ni:0.01~1%、及REM:0.001~0.05%。
- 如請求項4之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.9倍以下。
- 如請求項5之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之C量係前述板厚中心部之C量的0.9倍以下。
- 如請求項5之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之Mn量、Cr量及Mo量的總和係前述板厚中心部之Mn量、Cr量及Mo量的總和的0.9倍以下。
- 如請求項5之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之B量係前述板厚中心部之B量的0.9倍以下。
- 如請求項5之高強度鋼板,其中前述表層軟化部之Cu量及Ni量的總和係前述板厚中心部之Cu量及Ni量的總和的0.9倍以下。
- 如請求項1或2之高強度鋼板,其於前述表層軟化部表面更包含熔融鍍鋅層、合金化熔融鍍鋅層或電鍍鋅層。
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2017-029327 | 2017-02-20 | ||
JP2017029327 | 2017-02-20 | ||
JP2017-029329 | 2017-02-20 | ||
JP2017029329 | 2017-02-20 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
TW201835348A TW201835348A (zh) | 2018-10-01 |
TWI659111B true TWI659111B (zh) | 2019-05-11 |
Family
ID=63169537
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
TW107105778A TWI659111B (zh) | 2017-02-20 | 2018-02-21 | High strength steel plate |
Country Status (9)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US11261505B2 (zh) |
EP (1) | EP3584344A4 (zh) |
JP (1) | JP6443593B1 (zh) |
KR (1) | KR102291787B1 (zh) |
CN (1) | CN110168125B (zh) |
BR (1) | BR112019016766A2 (zh) |
MX (1) | MX2019009598A (zh) |
TW (1) | TWI659111B (zh) |
WO (1) | WO2018151331A1 (zh) |
Families Citing this family (18)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
TWI655299B (zh) * | 2017-04-28 | 2019-04-01 | 日商新日鐵住金股份有限公司 | High-strength steel plate and manufacturing method thereof |
JP6816729B2 (ja) * | 2018-01-25 | 2021-01-20 | Jfeスチール株式会社 | クラッド鋼板およびその製造方法 |
JP7070794B2 (ja) * | 2019-03-29 | 2022-05-18 | 日本製鉄株式会社 | 高強度熱間圧延鋼板 |
CN113661022B (zh) * | 2019-04-10 | 2024-06-04 | 日本制铁株式会社 | 坯料及构造部件 |
DE102019116363A1 (de) | 2019-06-17 | 2020-12-17 | Benteler Automobiltechnik Gmbh | Verfahren zur Herstellung eines Panzerungsbauteils für Kraftfahrzeuge |
KR102312424B1 (ko) * | 2019-11-22 | 2021-10-12 | 현대제철 주식회사 | 용접성이 우수한 아연도금강판의 제조방법 및 아연도금강판 |
KR102245227B1 (ko) * | 2019-11-25 | 2021-04-28 | 주식회사 포스코 | 강도, 성형성 및 도금성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법 |
CN115605625B (zh) * | 2020-08-07 | 2024-03-22 | 日本制铁株式会社 | 钢板 |
KR20220156962A (ko) | 2020-08-07 | 2022-11-28 | 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 | 강판 |
CN112342474B (zh) * | 2020-09-29 | 2022-02-15 | 中国科学院金属研究所 | 一种超高强度纳米晶40Cr3Ni4结构钢及其制备方法 |
US20230313356A1 (en) * | 2020-10-12 | 2023-10-05 | Nippon Steel Corporation | Hot-dip galvanized steel sheet |
EP4309838A1 (en) * | 2021-03-31 | 2024-01-24 | JFE Steel Corporation | Clad steel plate, member, and production methods for same |
KR20230153445A (ko) * | 2021-03-31 | 2023-11-06 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 클래드 강판 및 부재, 그리고, 그것들의 제조 방법 |
WO2022254847A1 (ja) * | 2021-05-31 | 2022-12-08 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
EP4382628A1 (en) | 2021-08-02 | 2024-06-12 | Nippon Steel Corporation | High-strength steel sheet |
WO2023032225A1 (ja) | 2021-09-06 | 2023-03-09 | 日本製鉄株式会社 | 熱延鋼板 |
WO2024029145A1 (ja) * | 2022-08-03 | 2024-02-08 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
WO2024122037A1 (ja) * | 2022-12-08 | 2024-06-13 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板、高強度鋼板を用いてなる部材、部材からなる自動車の骨格構造部品用又は自動車の補強部品、ならびに高強度鋼板及び部材の製造方法 |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
TW201207125A (en) * | 2010-02-26 | 2012-02-16 | Jfe Steel Corp | Ultra high strength cold rolled steel sheet having excellent bendability |
TW201420776A (zh) * | 2012-08-28 | 2014-06-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 鋼板 |
CN105543649A (zh) * | 2015-12-14 | 2016-05-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种三层复合钢板及其制造方法 |
JP2017002384A (ja) * | 2015-06-15 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 |
Family Cites Families (22)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH10130782A (ja) | 1996-11-01 | 1998-05-19 | Nippon Steel Corp | 超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
JP4586449B2 (ja) * | 2004-02-27 | 2010-11-24 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ性および伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 |
US8653149B2 (en) * | 2010-05-28 | 2014-02-18 | Greatpoint Energy, Inc. | Conversion of liquid heavy hydrocarbon feedstocks to gaseous products |
JP5434960B2 (ja) * | 2010-05-31 | 2014-03-05 | Jfeスチール株式会社 | 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
IN2014DN03211A (zh) | 2011-09-30 | 2015-05-22 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | |
US9708679B2 (en) * | 2011-09-30 | 2017-07-18 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in mechanical cutting property, and manufacturing method thereof |
EP2762589B8 (en) * | 2011-09-30 | 2017-10-04 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance property and manufacturing method thereof, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof |
JP6246621B2 (ja) | 2013-05-08 | 2017-12-13 | 株式会社神戸製鋼所 | 引張強度が1180MPa以上の強度−曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
JP2015034334A (ja) * | 2013-07-12 | 2015-02-19 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
JP5862651B2 (ja) | 2013-12-18 | 2016-02-16 | Jfeスチール株式会社 | 耐衝撃性および曲げ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 |
KR101923327B1 (ko) | 2014-07-25 | 2018-11-28 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법 |
WO2016111273A1 (ja) | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
JP6093412B2 (ja) | 2015-01-09 | 2017-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
JP6085348B2 (ja) | 2015-01-09 | 2017-02-22 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
MX2017009017A (es) * | 2015-01-09 | 2018-04-13 | Kobe Steel Ltd | Lamina de acero chapada de alta resistencia y metodo para su produccion. |
WO2016111275A1 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
WO2016111272A1 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
JP6093411B2 (ja) | 2015-01-09 | 2017-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
JP6010144B2 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-10-19 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
WO2016111274A1 (ja) * | 2015-01-09 | 2016-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法 |
BR112017025389A2 (pt) | 2015-06-11 | 2018-08-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | chapa de aço galvanizada e método para fabricar a mesma |
MX2019009701A (es) * | 2017-02-20 | 2019-10-02 | Nippon Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia. |
-
2018
- 2018-02-20 CN CN201880005725.6A patent/CN110168125B/zh active Active
- 2018-02-20 JP JP2018533712A patent/JP6443593B1/ja active Active
- 2018-02-20 MX MX2019009598A patent/MX2019009598A/es unknown
- 2018-02-20 US US16/487,030 patent/US11261505B2/en active Active
- 2018-02-20 BR BR112019016766-8A patent/BR112019016766A2/pt not_active Application Discontinuation
- 2018-02-20 KR KR1020197021818A patent/KR102291787B1/ko active IP Right Grant
- 2018-02-20 EP EP18754730.2A patent/EP3584344A4/en active Pending
- 2018-02-20 WO PCT/JP2018/006084 patent/WO2018151331A1/ja active Application Filing
- 2018-02-21 TW TW107105778A patent/TWI659111B/zh not_active IP Right Cessation
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
TW201207125A (en) * | 2010-02-26 | 2012-02-16 | Jfe Steel Corp | Ultra high strength cold rolled steel sheet having excellent bendability |
TW201420776A (zh) * | 2012-08-28 | 2014-06-01 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | 鋼板 |
JP2017002384A (ja) * | 2015-06-15 | 2017-01-05 | 新日鐵住金株式会社 | 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法 |
CN105543649A (zh) * | 2015-12-14 | 2016-05-04 | 宝山钢铁股份有限公司 | 一种三层复合钢板及其制造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
US11261505B2 (en) | 2022-03-01 |
KR20190102032A (ko) | 2019-09-02 |
EP3584344A4 (en) | 2020-08-05 |
TW201835348A (zh) | 2018-10-01 |
CN110168125A (zh) | 2019-08-23 |
JPWO2018151331A1 (ja) | 2019-02-21 |
EP3584344A1 (en) | 2019-12-25 |
KR102291787B1 (ko) | 2021-08-23 |
BR112019016766A2 (pt) | 2020-03-31 |
CN110168125B (zh) | 2021-11-26 |
MX2019009598A (es) | 2019-10-02 |
WO2018151331A1 (ja) | 2018-08-23 |
US20200232060A1 (en) | 2020-07-23 |
JP6443593B1 (ja) | 2018-12-26 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
TWI659111B (zh) | High strength steel plate | |
TWI656037B (zh) | High strength steel plate | |
JP6245386B2 (ja) | 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法 | |
TWI488976B (zh) | A high-strength steel sheet excellent in shape freezing property, a high-strength galvanized steel sheet and a manufacturing method thereof | |
JP5967319B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
TWI399442B (zh) | 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 | |
TWI609089B (zh) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength hot dip galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot dip galvanized steel sheet | |
TWI406966B (zh) | 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 | |
JP5971434B2 (ja) | 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法 | |
JP5967320B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP6597374B2 (ja) | 高強度鋼板 | |
US11332804B2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength coated steel sheet, and method for producing the same | |
KR20180095668A (ko) | 고강도 강판 및 그 제조 방법 | |
JP6601253B2 (ja) | 高強度鋼板 | |
MX2014009571A (es) | Plancha de acero laminada en frio, plancha de acero chapada y metodo para fabricarla. | |
TWI519650B (zh) | 鍍鋅鋼板及其製造方法 | |
JP7440800B2 (ja) | 鋼板及びその製造方法 | |
JP4858231B2 (ja) | 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法 | |
JP6314511B2 (ja) | 冷延鋼板 | |
JP6326837B2 (ja) | 冷延鋼板 | |
TWI643961B (zh) | Cold rolled steel sheet and hot-dip galvanized cold-rolled steel sheet |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
MM4A | Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees |