[go: up one dir, main page]

CN1109118C - 高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度热轧钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN1109118C
CN1109118C CN00101872A CN00101872A CN1109118C CN 1109118 C CN1109118 C CN 1109118C CN 00101872 A CN00101872 A CN 00101872A CN 00101872 A CN00101872 A CN 00101872A CN 1109118 C CN1109118 C CN 1109118C
Authority
CN
China
Prior art keywords
resistance
rolled steel
weight
steel sheet
fatigue
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
CN00101872A
Other languages
English (en)
Other versions
CN1263168A (zh
Inventor
金子真次郎
清水哲雄
古君修
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
Original Assignee
Kawasaki Steel Corp
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 Kawasaki Steel Corp filed Critical Kawasaki Steel Corp
Publication of CN1263168A publication Critical patent/CN1263168A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN1109118C publication Critical patent/CN1109118C/zh
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • 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
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese

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

本发明提供机械特性优良的高强度热轧钢板及其制造方法。即热轧含有(重量%)C：0.01～0.12%、Si：2.0%以下、Mn：0.01～3.0%、P：0.2%以下、Al：0.001～0.1%、N：0.003～0.02%的轧制坯料，从热轧终了在0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度开始冷却，形成以平均晶粒直径8μm以下的铁素体作为主相的组织，固溶N量是0.003～0.01%，存在于铁素体晶界的平均固溶N浓度Ngb和存在于铁素体晶粒内的平均固溶N浓度Ng的比Ngb/Ng是100～10000。

Description

高强度热轧钢板及其制造方法
本发明是关于适合于汽车结构部件、悬挂部件等用途的热轧薄钢板，特别是在更提高烘烤硬化性的同时，谋求同时提高耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性。在本发明中所说的烘烤硬化性的提高，也意味着在增加加工-烘烤涂漆处理后的屈服强度的同时也使抗拉强度增加。
近年来，对于汽车用钢板来说，为了通过轻量化而提高一加仑汽油所行驶的里程，要求进一步的高强度化。但是，钢板的高强度化，存在冲压成形变得困难的问题。另外，最近从确保乘客的安全的目的考虑，期望提高以在碰撞时的高应变速度下的吸收能量评价的耐冲击性。
作为防止由高强度化引起的冲压成形性劣化的高强度化技术，是利用在成形时以比较低的强度容易进行加工、而通过涂漆时的烘烤，使强度增加的所谓烘烤硬化性(以下称为BH性)的技术是公知的，对于冷轧钢板正在广泛使用(例如，特开平6-73498号公报、特开平7-268544号公报)。但是，以这些技术得到的烘烤硬化性的提高，仅屈服强度增加，达不到增加抗拉强度，因此对提高汽车外板中的耐凹陷性是有效的，而与内装板要求的耐疲劳性或耐冲击性的提高无关。
另一方面，在特开平1-180917号公报中提出加工性、烘烤硬化性优良的热轧钢板的制造方法，该方法是将含有C：0.030～0.100重量％、N：0.0015～0.0150重量％、Al：0.025～0.100重量％的钢加热至1200℃以下，在(Ar3+30℃)～950℃的温度进行精轧，在精轧后的3秒以内以30℃/s以上的冷却速度急冷至500℃以下，在400～500℃卷取。在特开平1-180917号公报中记载的技术，是通过轧制后急冷，使钢板中的C、N的固溶量增加，达到BH性的提高。
在特开平4-74824号公报中提出烘烤硬化性和加工性优良的热轧钢板的制造方法，该方法是将含有C：0.02～0.13重量％、N：0.0080～0.0250重量％、酸溶Al：0.10重量％以下的钢再加热至1100℃以上，850～950℃的温度进行结束精轧的热轧，接着以15℃/s以上的冷却速度，插入途中空冷，或者不进行途中空冷，冷却至350℃以下后进行卷取。
在特开昭63-96248号公报中公开了含有C：0.010～0.025重量％、N：0.0015～0.0030重量％、Nb：0.01～0.05％，酸溶Al：0.008％以下，通过控制热轧后的卷取温度，使固溶C、固溶N适量残存的烘烤硬化性热轧钢板，在加工-涂漆烘烤处理后使疲劳极限上升。
另外，在特开平10-183301号公报中公开了在含有C：0.01～0.12重量％、N：0.0001～0.01重量％的钢中，通过控制热轧后的冷却速度或卷取温度，提高BH量(利用烘烤处理产生的屈服强度的上升量)的技术。
但是，以特开平1-180917号公报中记载的技术制成的热轧钢板，残留耐室温时效性劣化的问题。另外，涂漆烘烤处理后的屈服强度增加，但不能期待同时增加抗拉强度，因此也不能期待耐疲劳性、耐冲击性显著的提高。
以特开平4-74824号公报中记载的技术制成的热轧钢板，是以铁素体和马氏体为主体的多相组织，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度增加，但没有照顾耐室温时效性的提高，存在耐室温时效性劣化的问题。
另外，特开昭63-96248号公报中记载的钢板，与屈服强度的增加相比，疲劳极限的上升少，上升量至多是约25MPa，还不能说耐疲劳性显著地提高。
以特开平10-183301号公报中记载的技术制成的热轧钢板，加工-涂漆烘烤处理后的屈服强度上升，但不能期待抗拉强度的上升。因此，不能期望耐疲劳性或耐冲击性的显著提高。
本发明有利地解决上述现有技术的问题，在抗拉强度超过370MPa的高强度热轧钢板中，以提供不需要过剩地添加固溶元素，同时提高烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性、耐室温时效性，适合作为汽车内装材料的热轧钢板及其制造方法为目的。在本发明中，所谓提高作为目的的烘烤硬化性的热轧钢板，是指通过加工-涂漆烘烤处理，屈服强度和抗拉强度同时增加的烘烤硬化性优良的热轧钢板。
本发明人为完成上述的课题，进行了深入研究的结果，发明了在加工-涂漆烘烤处理后抗拉强度增加，耐室温时效性也优良的热轧钢板及其制造方法。
即，本发明是以下的内容。
(1)烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％，其余由Fe和不可避免的杂质组成，并具有以平均晶粒直径是8μm以下、最好6μm以下的铁素体作为主相的组织，并且按重量％计，含有0.003～0.01％、最好0.005～0.01％的固溶N量，存在于从铁素体晶界的±5nm的范围内的平均固溶N浓度Ngb和存在于铁素体晶粒内的平均固溶N浓度Ng的比Ngb/Ng是100～10000的范围。
(2)在(1)中记载的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，除上述(1)的组成外，按重量％计，含有Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种，和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。
(3)烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，在上述(1)或者(2)中，上述组织，作为第2相是含有珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上的组织。
(4)进而本发明是烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，在(1)、(2)或(3)中记载的高强度热轧钢板的表面形成镀层。
(5)本发明是烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢的制造方法，其特征在于，将按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％组成的钢坯料在1000～1300℃，最好是1070～1180℃的温度范围加热，粗轧后，进行最终机台压下率是10％以上、最终精轧温度FDT是(Ar3+100℃)～(Ar3+10℃)的温度范围的精轧，在轧制终了后0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度进行冷却，在卷取温度为600～350℃的温度范围进行卷取。
(6)烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，除(5)的上述组成外，还含有(按重量％计)Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种，和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。
图1是表示固溶N量对加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度和热轧后原封不动的抗拉强度之差ΔTS的影响的曲线图。
图2是表示铁素体晶粒直径对加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度和热轧后原封不动的抗拉强度之差ΔTS的影响的曲线图。
图3是表示铁素体晶粒直径对加工-涂漆烘烤处理后的应变速度2×103/s的高应变速度拉伸试验中的吸收能量E的影响的曲线图。
图4是表示拉伸预应变量和ΔTS的关系的曲线图。
本发明人为完成上述的课题，进行了深入研究，结果发现，控制在钢板中以固溶状态存在的N、固溶N的存在形态，使存在于晶界的固溶N量达到合适的范围内，对制造在加工-涂漆烘烤处理后抗拉强度增加，耐室温时效性也优良的热轧钢板是有效的。而且，本发明人得到以下的认识：在使晶粒细化而增加晶界之后，通过将存在于钢板中的固溶N量控制在一定量，并且将存在于晶界的固溶N量Ngb和存在于晶粒内的固溶N量Ng的比调整在适当范围，则耐室温时效性也不劣化，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度显著增加、耐疲劳性、耐冲击性同时提高。
首先，说明成为本发明的基础的实验结果。
使用含有0.065重量％C-0.005重量％Si-0.49重量％Mn-0.01重量％P-0.021重量％Al-0.015重量％N的钢A1和含有0.07重量％C-0.12重量％Si-1.2重量％Mn-0.02重量％P-0.015重量％Al-0.015重量％N的钢B1，调整热轧条件等制造条件，制成使固溶N量、铁素体晶粒直径发生各种变化的热轧钢板。首先，作为实验1，在钢A1的热轧钢板中，固溶N量在5～100ppm的范围变化，铁素体晶粒直径在6.0～7.9μm的范围变化，在钢B1的热轧钢板中，固溶N量在5～100ppm的范围变化，铁素体晶粒直径在6.0～7.9μm和9.0～11.9μm的范围变化。
关于这些热轧钢板，使用3维原子探针，测定存在于铁素体晶界和晶粒内的固溶N量(以下，分别称为Ngb、Ng)。该测定在温度50K进行，外加电压7～15kV，脉冲比达到15～20％。其结果，所使用的热轧钢板，Ngb/Ng都是100～10000的范围。使用3维原子探针测定的存在于晶界的固溶N量(Ngb)是存在于从晶界的±5nm的范围内的平均固溶N浓度。
接着，从这些热轧钢板切取JIS 5号拉伸试样，①进行常规的拉伸试验和②给予8％的拉伸预应变后，一旦去除载荷，就进行170℃×20min的热处理(相当涂漆烘烤处理)，实施再次施加拉伸应变的拉伸试验，测定抗拉强度，计算出实施加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度TSBH和由常规的拉伸试验得到的热轧后原封不动的抗拉强度TS的差，即ΔTS。在图1中示出ΔTS和固溶N量的关系。
从图1可知，通过使铁素体晶粒直径达到6.0～7.9μm的范围，固溶N量是30ppm以上，ΔTS可成为60MPa以上，显著地改善烘烤硬化性。另一方面，铁素体晶粒直径在9.0～11.9μm的范围，不管固溶N量怎样增加，也不能期望ΔTS是60MPa以上的显著增加。
然后，作为实验2使用钢B1的热轧钢板，使固溶N量在30～80ppm的范围变化，使铁素体晶粒直径在3.0～15.0μm的范围变化。
对这些热轧钢板和实验1相同地测定存在于铁素体晶界和晶粒内的固溶N量，即Ngb、Ng。另外，对这些热轧钢板和实验1相同地求出实施加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度TSBH和由常规的拉伸试验得到的热轧后原封不动的抗拉强度TS的差，即ΔTS。在图2中示出ΔTS和铁素体晶粒直径的关系。
从图2可知，通过使铁素体晶粒直径达到8μm以下，Ngb/Ng是100～10000的范围，ΔTS可成为60MPa以上，显著地改善烘烤硬化性。另一方面，在Ngb/Ng不到100时，不取决于铁素体晶粒直径，不能期望ΔTS是60MPa以上的显著增加。
对这些热轧钢板切取高速拉伸用试样，附加5％的拉伸预应变后，一旦去除载荷，就进行相当170℃×20min的涂漆烘烤处理的热处理，接着，实施应变速度为2×103/s的高应变速度拉伸试验，测定抗拉强度TSHS和应力-应变曲线。使用所测定的应力-应变曲线，求出至应变量30％的积分值，作为吸收能量E。在图3中示出E和铁素体晶粒直径的关系。
从图3可知，通过使铁素体晶粒直径达到8μm以下，Ngb/Ng是100～10000的范围，E就成为175MJ/m3以上，显著地改善耐冲击性。另一方面，在Ngb/Ng不到100时，不取决于铁素体晶粒直径，不能期望E是175MJ/m3以上的显著增加。
作为实验3，从实验2使用的热轧钢板中选择固溶N是67ppm、铁素体晶粒直径是6.2μm、Ngb/Ng是126的热轧钢板和固溶N是12ppm、铁素体晶粒直径是9.6μm、Ngb/Ng是87的热轧钢板，进行和实验1相同的实验。并且使拉伸预应变在2～10％的范围变化。求出进行加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度TSBH和由常规的拉伸试验得到的热轧后原封不动的抗拉强度TS的差，即ΔTS，在图4中示出ΔTS和预应变量的关系。
从图4可知，铁素体晶粒直径是6.2μm、固溶N量是67ppm、Ngb/Ng是126的热轧钢板，随预应变量的增加，ΔTS变大。另外，无论在哪一个预应变量中都显示大的ΔTS。在5％的预应变时，ΔTS是50MPa以上，在8％的预应变时，ΔTS是60MPa以上。
本发明是基于上述的认识，进行进一步研究而构成的。
即，本发明是烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％，其余由Fe和不可避免的杂质组成，和具有以平均晶粒直径是8μm以下、最好6μm以下的铁素体作为主相的组织，并且按重量％计含有0.003～0.01％、最好0.005～0.01％的固溶N量，存在于从铁素体晶界的±5nm的范围内的平均固溶N浓度Ngb和存在于铁素体晶粒内的平均固溶N浓度Ng的比Ngb/Ng是100～10000的范围。另外，在本发明中，除上述组成外，优选的是还含有(按重量％计)Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种的组成。另外，在本发明中，除上述各组成外，优选的是还含有(按重量％计)Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％和Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。另外，在本发明中，上述组织，作为第2相最好是含有珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上的组织。
另外，本发明是烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢，其特征在于，在上述的任一种高强度热轧钢板的表面形成镀层。
此外，本发明是烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢的制造方法，其特征在于，将按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％组成的钢坯料在1000～1300℃，最好是1070～1180℃的温度范围加热，粗轧后，进行最终机台压下率是10％以上、最终精轧温度FDT是(Ar3+100℃)～(Ar3+10℃)的温度范围的精轧，在轧制终了后0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度进行冷却，在卷取温度为600～350℃的温度范围进行卷取。另外，在本发明中，除上述组成外，优选的是还含有(按重量％计)Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种的组成。另外，在本发明中，除上述各组成外，优选的是还含有(按重量％计)Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％和Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。
首先，说明本发明的热轧钢板的组成的限定理由。以下组成中的％指重量％。
C：0.01～0.12％
C是增加钢强度的元素，C含量必须是0.01％以上。另一方面，如果C含量超过0.12％，会使焊接性劣化。因此，本发明将C限定在0.01～0.12％的范围。
Si：2.0％以下
Si是通过固溶强化增加钢的强度的元素，根据所需要的强度，调整含量。但是，Si含量超过2.0％，使加工性劣化。因此，将Si限定在2.0％以下。从确保强度的观点看，Si最好是含有0.003％以上。
Mn：0.01～3.0％
Mn是使钢的强度增加的同时，防止由S引起的热脆性的元素，在本发明中积极地含有。但是，如果含量超过3.0％，加工性就劣化。因此，将Mn限定在3.0％以下。为了确保所需要的强度，防止热脆性，必须含有0.01％以上。
P：0.2％以下
P是增加钢的强度的元素，为了确保所需要的强度，希望含有0.005％以上。但是，如果含量超过0.2％，焊接性就发生劣化，并且P在晶界偏析，有产生晶界裂纹的危险。因此，将P限定在0.2％以下。
Al：0.001～0.1％
Al起脱氧剂作用，为了钢的脱氧，必须含有0.001％以上。另一方面，含量超过0.1％，会使表面性状劣化。因此，将Al限定在0.001～0.1％的范围。
N：0.003～0.02％
N在本发明中是重要元素，固溶在钢板中，对增加加工-涂漆烘烤处理后的屈服强度，特别对增加抗拉强度有效地起作用。为此，必须在钢板中使固溶N残存0.0030％以上，最好0.0050％以上，因此将N含量的下限规定在0.0030％，优选的是0.005％以上。另一方面，如果N含量超过0.02％，成形性就劣化。因此，将N限定在0.003～0.02％的范围。
Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种
Ti和Nb都形成碳化物、氮化物、硫化物，有助于强度和韧性的提高。含有0.001％以上就能看到这些效果，但是，如果含量超过0.1％，有助于烘烤硬化性的C、N的量就减少，不能确保所需要的烘烤硬化性。因此，最好将Ti、Nb都限定在0.001～0.1％的范围。
Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上
Ni、Cr、Mo都是通过固溶强化增加钢的强度的元素，同时也有在热轧后的冷却过程中使奥氏体(γ)稳定化，容易形成2相组织的效果。含有0.1％以上就能看到这样的效果。另一方面，如果超过1.5％，会使成形性、镀敷性、点焊性劣化。因此，Ni、Cr、Mo最好都是0.1～1.5％的范围。
在本发明的热轧钢板中，上述成分以外的其余部分是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，S、O形成非金属夹杂物，对品质造成恶劣的影响，因此最好分别降低至0.05％以下、0.01％以下。
具有上述组成的本发明热轧钢板的组织，以铁素体作为主相，仅由主相或者由主相和第2相构成。在本发明中，特别为了显著提高烘烤硬化性的同时，提高耐疲劳性、耐冲击性，而使组织细化，并且适当地调整固溶N量和固溶N的存在形态。
为了组织细化，使是主相的铁素体的平均晶粒直径达到8μm以下。通过细化晶粒，增加作为固溶N的存在位置的晶界。如果铁素体的平均晶粒直径超过8μm，如图2所示，就达不到加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度的显著增加，达不到烘烤硬化性的显著提高。而且，因为抗拉强度不增加，所以不能期望耐疲劳性、耐冲击性提高。通过细化铁素体晶粒直径，增大晶界面积，通过提高存在于晶界的固溶N的比率，抑制室温下的时效劣化。这是因为存在于晶界中的固溶N是稳定的，在室温不能扩散。如果铁素体的平均晶粒直径超过8μm，该效果也显著地降低。
第2相，最好是珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上。通过存在第2相，不多量地添加高价的添加元素，就使高强度化成为可能，而提高耐疲劳性、耐冲击性。从加工性的观点看，第2相的体积率最好是3～30％。
本发明的热轧钢板，按重量％，在钢板中残存0.0030～0.01％的固溶N量。在固溶N不到0.0030％时，如图1所示，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度的增加量少，达不到烘烤硬化性的显著提高。而且抗拉强度不增加，因此不能期望耐疲劳性、耐冲击性的显著提高。另一方面，如果固溶N量超过0.01％，室温下的时效显著，屈服点大大上升，屈服伸长显著，总伸长减少，在实用上成为问题。因此，在热轧钢板中以固溶状态存在的N量限定在0.0030～0.01％，最好是0.0050～0.01％的范围。本发明中所说的以固溶状态存在的N量是使用从利用湿式分析得到的钢中N量扣除由萃取分离法得到的氮化物量而得到的值。
Ngb/Ng：100～10000
Ngb是存在于铁素体晶界的固溶N浓度，Ng是存在于铁素体晶粒内的固溶N浓度，使用3维原子探针、分析电子显微镜或者俄歇电子分光法等进行测定，但本发明使用3维原子探针检测离子化原子，进行解析而求出。在固溶N浓度的测定中，从晶粒内开始测定，经过晶界至邻接的晶粒内进行连续地测定，或者从晶界表面至晶粒内连续地测定。测定可以是1维的、2维的、3维的任一种。求出在离开晶界的稳定部分的固溶N浓度(Ng)，和相对晶界±5nm的范围中平均的固溶N浓度(Ngb)。对至少3个位置以上的晶界进行测定，以平均值作为各自Ng、Ngb。
在Ngb/Ng不到100时，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度的增加量少，看不到烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性的显著提高。另一方面，如果Ngb/Ng超过10000，晶界的固溶N就会析出，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度的增加量变少。因此，Ngb/Ng限定在100～10000的范围。
通过热轧钢板形成上述的构成，在加工-涂漆烘烤处理后抗拉强度显著地增加的理由，虽然现在还不详细地清楚，但可像以下那样考虑。
由于进行加工在具有可动位错的钢板中，如果施行如涂漆烘烤处理的热处理，通过可动位错和固溶N的相互作用，固溶N凝集在可动位错的周围，将可动位错固定，使屈服应力增加。并且如果固溶N量增加，除了形成科垂耳气团外，由于析出细小氮化物，位错被固定，而且氮化物或固定的位错成为可动位错移动的障碍，使强度增加。可动位错的发生源是晶界，如果晶粒细化，而使晶界增加，即使只进行同一应变量的加工，可动位错也高密度地均匀分布。作为可动位错的障碍物的被固定的位错也高密度地分布，因此可动位错的移动变得困难，显著地增加钢板的强度。而且，使Ngb/Ng变大，即存在于晶界的固溶N量越多，在堆积于晶界附近的可动位错群中固溶N越容易扩散，有效地固定可动位错。另一方面，存在于晶粒内的固溶N仅有助于铁素体基体的强化，有助于由加工-涂漆烘烤处理引起的强度增加的比例少。
在加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度增加的钢板中，即使在高应变速度下进行变形，也和低应变速度下变形一样，细小氮化物或固定位错成为位错移动的障碍，因此强度增加，在变形时要吸收的能量变大，耐冲击性提高。另外，在施加反复载荷的场合，固定位错、细小氮化物也致密地分布，因而成为疲劳龟裂扩展的阻力，使疲劳强度增加。
接着，说明本发明钢板的制造方法。
首先，在加热炉等通常公知的装置中加热按上述重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％，或者还含有Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％和Mo：0.1～1.5％中的1种或2种和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％和Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上，其余实质上是Fe的组成的钢坯料。另外，轧制用钢坯料最好是使用公知的连铸法或者铸锭法将利用公知的熔炼方法熔炼成的钢水进行铸造凝固，形成扁钢坯等形状。
为了确保在钢板中所需要的固溶N，必须在加热时使氮化物溶解，并且为了细化热轧板的组织，优选的是降低加热温度，尽可能使加热时的奥氏体晶粒细化。因此，加热温度是1000～1300℃，最好是1070～1180℃。在低于1000℃时，进行N的析出，在热轧板中以固溶状态残存N变得困难。而如果超过1300℃，也难以使铁素体的平均晶粒直径达到8μm以下。
接着将已加热的轧制坯料进行热轧。
热轧由粗轧和精轧组成。利用粗轧调整成适当厚度的钢坯料接着进行精轧。
精轧在最终机台压下率是10％以上、最终精轧温度FDT是(Ar3+100℃)～(Ar3+10℃)的温度范围进行轧制。
如果FDT超过(Ar3+100℃)，即使进行热轧后的急冷处理，也不能确保晶粒细化、适当量的固溶N。另一方面，在FDT低于(Ar3+10℃)时，在相变前的板厚方向的应变分布不均匀，铁素体的平均晶粒直径不能细化至8μm以下。因此，DFT限定在(Ar3+100℃)～(Ar3+10℃)的温度范围。
另外，在最终机台的压下率小于10％时，不能充分蓄积铁素体相变前的应变，晶粒的细化、固溶N的存在形态的控制不充分。因此，最终机台的压下率规定为10％以上。并且较好是30以下，最好是20％以下。
在精轧终了后0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度冷却，在卷取温度600～350℃的温度范围进行卷取。
在本发明中，为了在蓄积应变的状态使过冷度大，在精轧终了后0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度冷却。借此，生成更多的铁素体核，促进铁素体相变，同时能够抑制γ中的固溶N向铁素体晶粒内扩散，增加存在于铁素体晶界的固溶N量，能够增大Ngb/Ng。在至急冷开始的时间超过0.5秒、冷却速度不到50℃/s时，固溶N会析出，不能确保所需要的固溶N量，烘烤硬化性、特别ΔTS降低。另外，在至急冷开始的时间超过0.5秒，或者冷却速度不到50℃/s时，延迟铁素体的核生成，难以使N有效地分配在晶界。
如果卷取温度超过600℃，在卷取后，就发生固溶N的析出，不能使烘烤硬化所必要的固溶N量达到规定值以上。另一方面，在卷取温度低于350℃时，板形状恶化，或者发生板材穿引性劣化等操作上的问题。因此，卷取温度限定在600～350℃的范围。
上述的本发明热轧钢板适合作为各种镀敷用原板，在表面形成各种镀层，可以作为各种镀敷钢板使用。镀敷的种类，可举出电镀锌、热浸镀锌、电镀锡、电镀铬、电镀镍，作为在本发明的热轧钢板表面形成的镀层都是合适的。
实施例
在转炉中熔炼表1所示组成的钢水，以连铸法铸成扁钢坯。在加热温度1080℃加热这些扁钢坯，用粗轧轧成适当的厚度后，在表2所示的条件下进行精轧，轧制后进行急冷，在表2所示的卷取温度卷取成板卷状。对这些热轧钢板进行组织试验、拉伸试验、烘烤硬化性试验、耐冲击性试验、室温时效性试验、疲劳试验。
(i)组织试验
对与这些热轧钢板的轧制方向垂直的断面，用光学显微镜观察组织，鉴定热轧钢板的组织。另外，使用光学显微照片，利用是按照ASTM规定的晶粒直径测定方法的求面积法，测定铁素体的平均晶粒直径。
利用化学分析法测定热轧钢板中的N量、作为AlN存在的N量。热轧钢板中的固溶N量使用〔(热轧钢板中的N量)-(作为AlN存在的N量)〕的值。
使用3维原子探针测定Ngb、Ng，使用关于3个以上的铁素体晶粒内和晶界的平均值。
(ii)拉伸试验
从这些热轧钢板切取JIS 13B号拉伸试样，以应变速度10-3/s进行拉伸试验，测定屈服点YS、抗拉强度TS、延伸率El。
(iii)烘烤硬化性试验
从这些热轧钢板切取JIS 13B号拉伸试样，附加5％的拉伸预应变后，一旦去除载荷，就施行相当170℃×20min的涂漆烘烤处理的热处理，接着，再次进行拉伸试验，测定抗拉强度TSBH。求出相当涂漆烘烤处理的热处理后的抗拉强度TSBH和热轧后原封不动的抗拉强度TS的差，即ΔTS＝TSBH-TS，以ΔTS作为由加工-涂漆烘烤处理产生的抗拉强度的增加量。
(iv)耐冲击性试验
从这些热轧钢板切取高速拉伸用试样，在附加5％的拉伸预应变后，一旦去除载荷，就施行相当170℃×20min的涂漆烘烤处理的热处理，接着，进行应变速度2×103/s的高应变速度拉伸试验，测定抗拉强度TSHS和应力-应变曲线。使用所测定的应力-应变曲线，求出至应变量30％的积分值，作为吸收能量E。高应变速度拉伸试验的试样尺寸或试验方法按照Journal of the Society of MaterialScience Japan，Vol.47，No.10，p.1058-1058(1998)。
(v)疲劳试验
从这些热轧钢板切取疲劳试样，在附加5％的拉伸预应变后，一旦去除载荷，就施行相当170℃×20min的涂漆烘烤处理的热处理，接着，进行按照JIS Z2273规定的拉伸疲劳试验，从S-N曲线求出疲劳极限(1×107次)σwBH。对热轧后原封不动的钢板也进行同样的疲劳试验，求出疲劳极限σw。以与热轧后原封不动的钢板的疲劳极限的差，即Δσw＝σwBH-σw作为耐疲劳性的提高量。
(vi)常温时效性试验
从这些热轧钢板切取试样，在实施50℃×400h的时效处理后，切取JIS 13B号拉伸试样，进行拉伸试验，测定延伸率ElA。以和热轧后原封不动的钢板的延伸率E1的差，即ΔEl＝El-ElA进行耐室温时效性的评价。
这些结果示于表3中。
从表3可知，本发明例，加工-涂漆烘烤处理后的抗拉强度和热轧后原封不动的钢板的抗拉强度的差，即在5％预应变时的ΔTS都具有40MPa以上，并具有高的烘烤硬化性，涂漆烘烤处理后的钢板的疲劳极限和热轧后原封不动的钢板的疲劳极限的差，即Δσw也显示110MPa以上，及显著提高的耐疲劳性。并且进行高应变速度下的变形时，所吸收的能量E也具有160MJ/m3以上和优良的耐冲击性。而且由室温时效引起的延伸率的降低量是0.6～1.2％，也不显著，耐室温时效性的降低也少。相反，在本发明的范围以外的比较例，ΔTS是9MPa以下，Δσw是65MPa以下，烘烤硬化性和耐疲劳性的提高少。钢板No.1～6，固溶N量处于本发明范围以外，因为过多，所以耐室温时效性劣化。
按照本发明，能够稳定地制造适合于汽车的内板部件使用，烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性优良的，耐室温时效性的劣化少的热轧钢板，在工业上达到格外的效果。
                                                         表1
 钢No                                                  化学成分(重量％)  Ar3℃
 C  Si  Mn  P  S  Al  N  Ti  Nb 其他
 A  0.04  0.07  0.90  0.040  0.005  0.040  0.0040  872
 B  0.08  0.10  1.25  0.018  0.002  0.030  0.0060  824
 C  0.07  0.12  1.20  0.015  0.003  0.030  0.0120  827
 D  0.12  0.02  1.40  0.015  0.003  0.040  0.0090  0.034  808
 E  0.06  0.03  1.20  0.020  0.002  0.040  0.0110  0.044  0.023  853
 F  0.05  0.40  1.70  0.011  0.001  0.030  0.0060  Cr：0.50，Mo：0.10 Ni：0.10  829
 G  0.11  0.20  1.85  0.012  0.002  0.040  0.0140  0.10  0.04  857
 H  0.06  0.20  1.75  0.020  0.002  0.040 0.0230  834
 I  0.08  0.40  1.00  0.018  0.003  0.030 0.0012  848
 J  0.08  0.10  2.50  0.010  0.003  0.030  0.0100  818
                                                表2
  钢板No  钢No 扁钢坯加热温度℃        热轧     冷却条件   卷取温度℃
精轧温度FDT℃ 最终机台压下率％   冷却开始时间S   冷却速度℃/s
  1-1  A 1080 910 15   0.3   58   560
  1-2 910 15   0.16   53   660
  1-3  B 1080 850 15   0.25   53   570
  1-4 850 15   0.32   29   570
  1-5  C 1080 850 15   0.25   52   600
  1-6 850 15   0.25   55   340
  1-7  D 1080 820 15   0.19   54   540
  1-8 820 5   0.21   51   590
  1-9  E 1080 880 15   0.33   59   580
  1-10 880 15   2.22   52   580
  1-11  F 1080 850 15   0.28   112   450
  1-12 940 15   0.38   70   450
  1-13  G 1080 880 15   0.28   58   590
  1-14 820 15   0.24   53   590
  1-15  H 1080 850 15   0.21   121   450
  1-16  I 1080 880 15   0.19   58   620
  1-17  J 1080 880 15   0.21   62   550
  1-18 880 15   0.27   14   600
                                                                                                表3
钢板No   钢No                    钢板组织                              拉伸性能   疲劳性         耐冲击性     室温时效 备注
组织 铁素体平均晶粒直径μm 固溶N量重量％ Ngb/Ng 热轧后原封不动 涂漆烘烤处理后 Δσw **MPa   应变速度2000/s下的抗拉强度MPa   耐冲击性E***MJ/m2     室温时效后延伸率的劣化量ΔEI****％
 屈服点YSMPa   抗拉强度TSMPa   延伸率EI％   屈服点YSBHMPa   抗拉强度TSBHMPa   ΔTS*MPa
1-1   A   F  7.5   0.0036   138  270   371   34.8   413   423   52   113   612   161     1.2 本发明例
1-2   F  7.9   0.0015   110  262   365   35.6   360   366   1   65   567   148     1.0 比较例
1-3   B   F+P  7.2   0.0053   120  352   472   31.3   494   525   53   112   667   175     1.2 本发明例
1-4   F+P  7.8   0.0035   62  344   467   32.2   439   468   25   84   623   166     0.8 比较例
1-5   C   F+P  7.1   0.0081   118  373   489   29.6   516   551   62   114   682   183     1.2 本发明例
1-6   F+P  6.9   0.0113   71  373   489   30.5   532   577   88   126   658   192     3.2 比较例
1-7   D   F+B  7.6   0.0044   106  432   563   24.4   577   612   51   115   745   189     1.1 本发明例
1-8   F+B  9.5   0.0031   58  420   551   25.2   522   558   7   63   695   177     2.5 比较例
1-9   E   F  6.1   0.0038   145  535   617   21.8   669   670   53   117   798   207     0.9 本发明例
1-10   F 9.3   0.0019   88  517   609   22.6   607   611   2   61   754   189     2.3 比较例
1-11   F   F+M  3.8   0.0053   202  367   623   27.9   503   675   52   112   805   216     0.6 本发明例
1-12   F+M  9.7   0.0038   64  403   618   26.1   506   627   9   62   762   196     2.4 比较例
F：铁素体    *)ΔTS＝TSBH-TSN：马氏体    **)Δσw＝σwBH-σwP：珠光体    ***)吸收能量E：以应变速度2000/s变形至应变量30％时吸收的能量B：贝氏体    ****)ΔEL＝EL-ELA
                                                                                               表4
钢板No   钢No                     钢板组织                              拉伸性能   疲劳性  耐冲击性   室温时效 备注
组织 铁素体平均晶粒直径μm 固溶N量重量％ Ngb/Ng 热轧后原封不动 涂漆烘烤处理后 Δσw **MPa  应变速度2000/s下的抗拉强度   吸收能量E***MJ/m2   室温是效后延伸率的劣化量ΔEl****％
 屈服点YSMPa   抗拉强度TSMPa   延伸率El％  屈服点YSBHMpa  抗拉强度TSBHMPa  ΔTS*MPa
1-13   G  F+P 6.4   0.0046   128  722   802   19.2  855  857   55   117  970   252   1.1 本发明例
1-14  F+P 7.8   0.0021   77  718   800   18.3  786  802   2   46  931   241   0.8 比较例
1-15   H  F+M 4.2   0.0186   113  378   609   28.7  493  692   83   119  818   217   4.5 比较例
1-16 I F+P 7.5 0.0004 102 354 445 32.2 370 446 1 37 619 162 0.4 比较例
1-17   J  F+M 5.2   0.0081   139  385   635   27.0  492  701   66   120  820   236   0.8 本发明例
1-18  F+B 8.5   0.0043   68  441   582   28.7  475  610   28   71  748   192   2.0 比较例
F：铁素体    *)ΔTS＝TSBH-TSN：马氏体    **)Δσw＝σwBH-σwP：珠光体    ***)吸收能量E：以应变速度2000/s变形至应变量30％时吸收的能量B：贝氏体    ****)ΔEL＝EL-ELA

Claims (8)

1.烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％，其余由Fe和不可避免的杂质构成的组成和，具有以平均晶粒直径是8μm以下的铁素体作为主相的组织，并且按重量％含有0.003～0.01％的固溶N量，存在于从铁素体晶界的±5nm范围内的平均固溶N浓度Ngb和存在于铁素体晶粒内的平均固溶N浓度Ng的比，即Ngb/Ng是100～10000的范围。
2.权利要求1所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，按重量％还含有Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。
3.权利要求1或2所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，铁素体的平均晶粒直径是6μm以下，而且固溶N量是0.005～0.01％。
4.权利要求1、2或3所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，上述组织，作为第2相是含有珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的1种或2种以上的组织的组织。
5.权利要求1、2、3或4的任一项所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板，其特征在于，在所述热轧钢板的表面形成有镀层。
6.权利要求1所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，在1000～1300℃的温度范围加热按重量％计，含有C：0.01～0.12％、Si：2.0％以下、Mn：0.01～3.0％、P：0.2％以下、Al：0.001～0.1％、N：0.003～0.02％的组成的钢坯料，粗轧后，进行最终机台的压下率是10％以上、并进行最终精轧温度FDT是(Ar3+100℃)～(Ar3+10℃)的温度范围的精轧，在轧制终了后0.5秒以内以50℃/s以上的冷却速度进行冷却，在卷取温度为600～350℃的温度范围进行卷取。
7.权利要求6所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，按重量％计还含有Ti：0.001～0.1％和Nb：0.001～0.1％中的1种或2种和/或Ni：0.1～1.5％、Cr：0.1～1.5％、Mo：0.1～1.5％中的1种或2种以上。
8.权利要求6或7所述的烘烤硬化性、耐疲劳性、耐冲击性和耐室温时效性优良的高强度热轧钢板的制造方法，其特征在于，钢坯料的加热温度是1070～1180℃。
CN00101872A 1999-02-09 2000-02-04 高强度热轧钢板及其制造方法 Expired - Fee Related CN1109118C (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP3135399 1999-02-09
JP31353/1999 1999-02-09

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN1263168A CN1263168A (zh) 2000-08-16
CN1109118C true CN1109118C (zh) 2003-05-21

Family

ID=12328877

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN00101872A Expired - Fee Related CN1109118C (zh) 1999-02-09 2000-02-04 高强度热轧钢板及其制造方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US6425963B1 (zh)
EP (1) EP1028167B1 (zh)
KR (1) KR100511727B1 (zh)
CN (1) CN1109118C (zh)
AT (1) ATE272723T1 (zh)
BR (1) BR0000325B1 (zh)
CA (1) CA2297291C (zh)
DE (1) DE60012595T2 (zh)
ES (1) ES2224922T3 (zh)
TW (1) TW466276B (zh)

Families Citing this family (37)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100614026B1 (ko) * 2000-02-23 2006-08-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 변형 시효 경화특성이 우수한 고장력 열연 강판 및 그제조방법
JP4524850B2 (ja) * 2000-04-27 2010-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および歪時効硬化特性に優れた高張力冷延鋼板および高張力冷延鋼板の製造方法
TW500809B (en) * 2000-05-31 2002-09-01 Kawasaki Steel Co Cold-rolled steel sheets with superior strain-aging hardenability, and manufacturing method thereof
JP3958921B2 (ja) * 2000-08-04 2007-08-15 新日本製鐵株式会社 塗装焼付硬化性能と耐常温時効性に優れた冷延鋼板及びその製造方法
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
JP4051999B2 (ja) * 2001-06-19 2008-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 形状凍結性と成形後の耐久疲労特性に優れた高張力熱延鋼板およびその製造方法
EP1288322A1 (en) 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
KR100544671B1 (ko) * 2001-12-26 2006-01-23 주식회사 포스코 용융아연 취화 균열에 대한 저항성이 우수한 강재 및 그제조방법
FR2844281B1 (fr) * 2002-09-06 2005-04-29 Usinor Acier a tres haute resistance mecanique et procede de fabrication d'une feuille de cet acier revetue de zinc ou d'alliage de zinc
JP3944579B2 (ja) * 2003-05-20 2007-07-11 独立行政法人物質・材料研究機構 角型及びオーバルの孔型ロールを用いた多パス温間制御圧延方法
JP4235030B2 (ja) 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
BRPI0400727A (pt) * 2004-03-17 2005-11-01 Ricardo Cardoso Mendonc Barros Placa de blindagem e veìculo blindado
DE102004044022A1 (de) * 2004-09-09 2006-03-16 Salzgitter Flachstahl Gmbh Beruhigter, unlegierter oder mikrolegierter Walzstahl mit Bake-hardening-Effekt und Verfahren zu seiner Herstellung
KR100937809B1 (ko) * 2005-03-31 2010-01-20 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 열연강판, 그 제조방법 및 열연강판성형체
CN102242308B (zh) * 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
SK288275B6 (sk) * 2005-12-01 2015-06-02 Posco Oceľová doska na tvarovanie lisovaním za horúca s tepelnou úpravou a rázovými vlastnosťami, za horúca lisovaný diel z nej vyrobený a spôsob ich výroby
JP4998755B2 (ja) 2009-05-12 2012-08-15 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
DE102010004081C5 (de) * 2010-01-06 2016-11-03 Benteler Automobiltechnik Gmbh Verfahren zum Warmformen und Härten einer Platine
JP5786318B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 疲労特性と穴拡げ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
US10329645B2 (en) * 2011-01-25 2019-06-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel for carburizing or carbonitriding use
JP5610094B2 (ja) 2011-12-27 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
KR101638715B1 (ko) 2012-01-31 2016-07-11 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 발전기 림용 열연 강판 및 그 제조 방법
KR101449130B1 (ko) 2012-10-05 2014-10-08 주식회사 포스코 용접성 및 소부경화능이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
KR101709879B1 (ko) * 2012-12-06 2017-02-23 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 강재 및 충격 흡수 부재
KR101406561B1 (ko) * 2012-12-20 2014-06-27 주식회사 포스코 충격인성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN109913628A (zh) * 2013-10-02 2019-06-21 日本制铁株式会社 时效硬化性钢
CN103695762B (zh) * 2013-12-13 2016-06-08 安徽工业大学 一种抗拉强度560～590MPa热轧轮辋用钢及其制造方法
CN103911548B (zh) * 2014-04-17 2016-03-23 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种低成本热轧低碳贝氏体带钢及其生产方法
KR101672102B1 (ko) * 2014-12-22 2016-11-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법
EP3543364B1 (en) * 2016-11-16 2020-11-11 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
KR101940919B1 (ko) 2017-08-08 2019-01-22 주식회사 포스코 우수한 강도와 연신율을 갖는 열연강판 및 제조방법
CN109536846B (zh) * 2017-09-21 2020-12-08 上海梅山钢铁股份有限公司 屈服强度700MPa级高韧性热轧钢板及其制造方法
KR102098478B1 (ko) * 2018-07-12 2020-04-07 주식회사 포스코 고강도, 고성형성, 우수한 소부경화성을 갖는 열연도금강판 및 그 제조방법
KR102098482B1 (ko) * 2018-07-25 2020-04-07 주식회사 포스코 내충돌 특성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102706912B1 (ko) * 2019-10-01 2024-09-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 열연 강판
KR102484995B1 (ko) * 2020-12-10 2023-01-04 주식회사 포스코 진공열차 튜브용 열연강판 및 그 제조방법
CN113278872B (zh) * 2021-05-19 2022-03-22 攀钢集团研究院有限公司 Vn微合金化工程机械用钢及其制造方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0474824A (ja) * 1990-07-18 1992-03-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法

Family Cites Families (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE2416055C3 (de) * 1974-04-03 1978-08-17 Fried. Krupp Huettenwerke Ag, 4630 Bochum Verwendung eines Stahles als Werkstoff für Schienen
JPS60145355A (ja) * 1984-01-06 1985-07-31 Kawasaki Steel Corp 延性が良好で時効劣化のない低降伏比高張力熱延鋼板とその製造方法
DE3440752A1 (de) * 1984-11-08 1986-05-22 Thyssen Stahl AG, 4100 Duisburg Verfahren zur herstellung von warmband mit zweiphasen-gefuege
JPS6396248A (ja) * 1986-10-14 1988-04-27 Nippon Steel Corp 焼付け硬化性熱延鋼板
JPH0730408B2 (ja) * 1987-04-02 1995-04-05 川崎製鉄株式会社 常温遅時効で焼付け硬化性を有する熱延薄鋼板の製造方法
JPH01180917A (ja) * 1988-01-08 1989-07-18 Kawasaki Steel Corp 加工性、焼付け硬化性に優れ、鋼帯の長手方向、幅方向に均一な材質を有する熱延鋼板の製造方法
US5304259A (en) * 1990-12-28 1994-04-19 Nisshin Steel Co., Ltd. Chromium containing high strength steel sheet excellent in corrosion resistance and workability
JP3390256B2 (ja) * 1994-07-21 2003-03-24 川崎製鉄株式会社 焼付け硬化性及び耐時効性に優れた高強度高加工性製缶用鋼板及びその製造方法
JP3900619B2 (ja) * 1996-10-31 2007-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 焼付硬化性および耐室温時効性に優れた熱延鋼板およびめっき鋼板ならびに熱延鋼板の製造方法
EP2314729B2 (en) * 1997-03-17 2017-03-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Dual-phase type high-strength steel sheets having high impact energy absorption properties
JPH10317096A (ja) * 1997-03-17 1998-12-02 Nippon Steel Corp 耐衝突安全性に優れた自動車用高強度鋼板とその製造方法
WO1999011835A1 (fr) * 1997-09-04 1999-03-11 Kawasaki Steel Corporation Plaques d'acier pour futs, procede de fabrication et fut
JPH11279693A (ja) * 1998-03-27 1999-10-12 Nippon Steel Corp 焼付硬化性に優れた良加工性高強度熱延鋼板とその製造方法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0474824A (ja) * 1990-07-18 1992-03-10 Sumitomo Metal Ind Ltd 焼付硬化性と加工性に優れた熱延鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CA2297291A1 (en) 2000-08-09
TW466276B (en) 2001-12-01
EP1028167B1 (en) 2004-08-04
ES2224922T3 (es) 2005-03-16
BR0000325B1 (pt) 2009-05-05
US6425963B1 (en) 2002-07-30
EP1028167A2 (en) 2000-08-16
CN1263168A (zh) 2000-08-16
BR0000325A (pt) 2001-01-23
KR100511727B1 (ko) 2005-08-31
KR20000057842A (ko) 2000-09-25
EP1028167A3 (en) 2002-04-17
DE60012595D1 (de) 2004-09-09
ATE272723T1 (de) 2004-08-15
CA2297291C (en) 2008-08-05
DE60012595T2 (de) 2004-12-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN1109118C (zh) 高强度热轧钢板及其制造方法
CN1152970C (zh) 应变时效硬化特性优良的冷轧钢板及其制造方法
JP5270274B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
KR102004077B1 (ko) 고강도 냉연 강판, 고강도 도금 강판 및 이것들의 제조 방법
CN1083903C (zh) 耐冲击特性优越的高强度高加工性冷轧钢板及其制法
JP4797807B2 (ja) 高剛性低密度鋼板およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN1648277A (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
WO2016103535A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2014077294A1 (ja) 自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
JP5363922B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
KR101913529B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP6508176B2 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
JP3858551B2 (ja) 焼付硬化性、耐疲労性、耐衝撃性および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
WO2017168948A1 (ja) ホットプレス用鋼板およびその製造方法、ならびにホットプレス部材およびその製造方法
JP4324226B1 (ja) 降伏応力と伸びと伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5348071B2 (ja) 高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5302840B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2018524475A (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
CN1237189C (zh) 耐粘模性和耐疲劳特性优良的高张力热轧钢板及其制造方法
JP5189959B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5453973B2 (ja) 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6443375B2 (ja) ホットプレス部材およびその製造方法
CN1735700A (zh) 超高强度热轧钢及生产带材的方法
JP4333352B2 (ja) 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee
CF01 Termination of patent right due to non-payment of annual fee

Granted publication date: 20030521

Termination date: 20160204