CN101906567A - 扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢板，含有：C：0.05～0.15％(质量％的意思，以下同)、Si：1.50％以下(不含0％)、Mn：0.5～2.5％、P：0.035％以下(不含0％)、S：0.01％以下(含0％)、Al：0.020～0.15％、Ti：0.05～0.2％，金属组织是除了60～95体积％的贝氏体以外，还含有固溶强化或析出强化了的铁素体或铁素体和马氏体的组织，该钢板经冲击试验得到的断裂面转变温度vTrs为0℃以下。

Description

扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
本申请是申请号：200680004681.2，申请日：2006.03.22，发明名称：“扩孔加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及轿车、卡车等的机动车和工业机械等所使用的高强度热轧钢板及其制造方法，特别是涉及能够很好地运用其优异的扩孔加工性而作为上述各种用途的零件原材有效地运用的高强度热轧钢板，以及用于制造这种热轧钢板的有用的方法。
背景技术
近年来，从节能观点出发的以用于机动车的燃油利用率提高的车体的轻量化和机动车的碰撞安全性的确保等为背景，更高强度(例如，抗拉强度为780MPa以上)的热轧钢板的需要增加。另外在这种高强度热轧钢板所使用的用途中，对该热轧钢板当然有延伸率的要求，而且还要求扩孔加工性优异。由此，提出了各种用于改善作为原材而被使用的高强度钢板的扩孔性的技术。
作为这种加工用高强度热轧钢板，众所周知的是具有残留奥氏体和马氏体的复合组织钢板。例如在专利文献1中提出，作为由铁素体、贝氏体、残留奥氏体和马氏体组织构成的复合组织钢板，通过极低P钢化、显微组织及夹杂物的最大长度等的控制、显微组织的硬度控制等，从而使扩孔性提高的方法。
例如在专利文献2中提出有一种高强度钢板，在以铁素体为主体的铁素体—贝氏体组织中，使钢中未与Ti和Nb反应的非固定碳量在时效处理时在晶界析出，控制提高强度的未析出碳量。此外在专利文献3中提出一种改善扩孔加工性的技术，其通过成为如下这种高强度热轧钢板而实现：该钢板的显微组织主要由铁素体构成，具有由贝氏体铁素体和多边铁素体构成的显微组织。另外在此技术中还公开有为了精制上述组织，从热轧结束后卷取工序中的冷却条件和用于对其进行控制的方法。
另外，例如在专利文献4中提出，通过成为具有由贝氏体·铁素体和多边铁素体构成的显微组织的高强度热轧钢板来改善扩孔性的技术。另外在此技术中，还公开有为了精制上述组织，从热轧结束后卷取工序中的冷却条件和用于对其进行控制的方法。
然而，在至今为止所提出的技术中，实际情况是尚不能发挥稳定良好的扩孔加工性。
专利文献1：特表2004-536965号公报，专利要求的范围等
专利文献2：特开2003-342684号公报，专利要求的范围等
专利文献3：特开2004-250749号公报，专利要求的范围等
专利文献4：特开2004-225109号公报，专利要求的范围等
发明内容
本发明为了解决上述现有的高强度热轧钢板所具有的问题而进行，其目的在于，提供一种抗强强度在780MPa以上的高强度热轧钢板，是具有优异的延伸率和扩孔加工性的高强度热轧钢板，以及用于制造这种高强度热轧钢板的有效的方法。
能够达成上述目的的所谓本发明的热轧钢板具有如下几个要点：该钢板含有：C：0.05～0.15％(质量％的意思，以下同)、Si：1.50％以下(不含0％)、Mn：0.5～2.5％、P：0.035％以下(不含0％)、S：0.01％以下(含0％)、Al：0.020～0.15％、Ti：0.05～0.2％，金属组织是除了60～95体积％的贝氏体以外，还含有固溶强化或析出强化的铁素体或铁素体和马氏体的组织，该钢板经冲击试验得到的断裂面转变温度vTrs为0℃以下。
在本发明的热轧钢板中，根据需要还含有如下等元素也是有效的：(a)Ni：1.0％以下(不含0％)、(b)Cr：1.0％以下(不含0％)、(c)Mo：0.5％以下(不含0％)、(d)Nb：0.1％以下(不含0％)、(e)B：0.01％以下(不含0％)、(f)Ca：0.01％以下(不含0％)、(g)Cu：1.0％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类能够进一步改善热轧钢板的特性。
另一方面，当制造上述这种热轧钢板时，按如下方法进行制造即可，该方法包括：将具有所述化学成分的钢板坯加热到1150～1300℃的温度范围的工序；将加热后的钢板坯以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧而成为钢板的工序；以30℃/秒以上的平均冷却速度将热轧后的钢板冷却至400～550℃的温度区域并卷取成卷的工序；以50～400℃/小时的平均冷却速度将卷取后的卷冷却至300℃以下的温度的工序。
另外，还具有如下几个要点：该钢板含有：C：0.02～0.10％、Si：1.5％以下(不含0％)、Mn：0.5～2.0％、P：0.025％以下(不含0％)、S：0.010％以下(含0％)、Al：0.020～0.15％、Ni：1％以下(不含0％)、Cr：1％以下(不含0％)、Nb：0.08％以下(不含0％)、Ti：0.05～0.2％，其中，金属组织实质上是铁素体的单相组织，该钢板经冲击试验得到的断裂面转变温度vTrs为0℃以下。
在本发明的热轧钢板中，根据需要还含有如下等元素也有效：(a)Mo：0.5％以下(不含0％)、(b)Cu：1.0％以下(不含0％)、(c)B：0.01％以下(不含0％)、(d)Ca：0.005％以下(不含0％)，根据所含有的元素的种类能够进一步改善热轧钢板的特性。其中特别是含有Mo时，优选使其满足下述(1)式。
([Mo]/96)/([P]/31)≥1.0  …(1)
其中，[Mo]和[P]分别表示Mo和P的含量(质量％)。
另一方面，当制造上述这样的热轧钢板时，按如下方法进行制造即可，该方法包括：将具有所述化学成分的钢板坯加热到1150～1300℃的温度范围的工序；将加热后的钢板坯以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧而成为钢板的工序；以30℃/秒以上的平均冷却速度将热轧后的钢板冷却至500～650℃的温度区域并卷取成卷的工序；以50～400℃/小时的平均冷却速度将卷取后的卷冷却至300℃以下的温度的工序。
根据本发明，除了控制化学成分组成和显微组织以外，通过适度控制断裂面转变温度vTrs，能够实现延伸率和扩孔加工性优异的热轧钢板，这种热轧钢板在2mm板厚下，成为抗拉强度780MPa以上、延伸率20％以上、和扩孔率60％以上的高强度热轧钢板。用这种热轧钢板，能够使历来从成形性的观点出发而无法应用的热轧钢板适用于机动车和工业机械等的各种构件，不仅有助于构件的低成本化，而且能够降低各种零件的板厚以及提高机动车的碰撞安全性，进而有助于机动车的高性能化。
附图说明
图1是表示实施例1的断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系的曲线图。
图2是表示实施例1的卷取成卷后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系的曲线图。
图3是表示实施例2的断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系的曲线图。
图4是表示实施例2的卷取成卷后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系的曲线图。
图5是表示实施例3的断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系的曲线图。
图6是表示实施例3的卷取成卷后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系的曲线图。
图7是表示实施例4的断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系的曲线图。
图8是表示实施例4的卷取成卷后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系的曲线图。
具体实施方式
实施方式1
本发明者们为了实现扩孔加工性优异的高强度热轧钢板，从各种各样的角度进行研究。其结果判明，如果在适度调整钢的化学成分组成后，规定制造条件，使钢板的显微组织成为如下这样的组织：贝氏体体积率为60～95％，余量含有使TiC和/或Nb和Mo的碳化物微细析出的铁素体或铁素体与马氏体，则能够实现抗拉强度为780MPa以上的钢板。另外还发现，在卷取成卷后，通过控制卷取成卷的冷却条件，能够控制通过冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs，如果使该断裂面转变温度vTrs处于适当的范围内，则能够使热轧钢板的扩孔加工性良好，从而完成本发明。以下，沿着本发明完成的过程说明其作用效果。
在具有780MPa以上的抗拉强度的钢板中，为了提高延伸率和扩孔加工性(以下称为“扩孔性”)，有效的方法是尽可能低C化，使主相为贝氏体组织，并且以适当的体积分率含有固溶强化和析出强化的铁素体组织，由于通过低C化能够使贝氏体的硬度降低，从而改善贝氏体的延展性，并且减小与固溶强化和析出强化了的铁素体的硬度差，因此被认为能够确保高的延伸率和高的扩孔性。然而，即使是在同一组成、同一条件下进行热轧的钢板，由于卷曲也会造成扩孔性变化。
因此，本发明者们着眼于扩孔性和韧性的关系，对于通过冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs与扩孔性的关系进行调查时发现，它们之间存在着良好的相关关系，为了确保扩孔率(关于测定方法后述)为60％以上的良好的扩孔性，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可(参照后述图1、3)。
对于上述的断裂面转变温度vTrs高(即韧性值低)的钢板进行更详细地调查时判明，若低温破坏则晶界破坏，并且，若使用俄歇分析装置分析该晶界断裂，则可观察到P在晶界偏析发生。相对于此，在被认为韧性良好(即，断裂面转变温度低)的钢板中，即使以低温破坏，也仅仅确认到劈开破坏，而不能确认到在晶界偏析的元素的有无。
如上述的在铁素体晶界偏析的P，由于取卷成卷的冷却为徐冷，能够确认到在与粒内相比呈不稳定的晶界有P扩散、偏析。本发明者们从如果防止上述这样的P的偏析则能够使韧性良好的观点出发，就其方法进一步反复研究，结果是缩短扩散时间无效，基于这一点考虑，为此关于具体的方法从各种角度加以研究。其结果判明，将钢板卷取成卷后，以50℃/小时(以下记为“℃/hr”)以上的平均冷却速度冷却到300℃以下的温度范围，由此断裂面转变温度vTrs变低，韧性值能够提高。(参照后述图2、4)。
为了使本发明的热轧钢板具备此基本的机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，还需要适当调整其化学成分组成，本发明规定的化学成分组成的范围限定理由如下。
C：0.05～0.15％
C作为强度提高元素是基本的成分，为了确保钢板的抗拉强度在780MPa以上而需要含有0.05％以上。然而，若C含量超过0.15％，则在显微组织中铁素体以外的第二相(例如马氏体等)会生成并增加，将使扩孔性劣化。还有，C含量的优选下限为0.06％，优选上限为0.10％。
Si：1.5％以下(不含0％)
Si促进多边铁素体的生成，不会使延伸率及扩孔性降低，是在确保强度方面有效的元素。这一效果随着其含量的增加而变大，但若过量含有，则表面性状显著劣化，并且使热变形阻抗增大，钢板的制造会变得困难，因此其含量应该在1.5％以下。还有，Si含量的优选下限为0.2％，优选上限为1.0％。
Mn：0.5～2.5％
Mn是有助于钢固溶强化的元素，为了确保780MPa以上的抗拉强度，需要至少使之含有0.5％以上。然而，若使Mn过量地含有，则淬火性变得过高而大量生成相变生成物，将难以确保高的扩孔率，因此其应该在2.5％以下。还有，Mn含量的优选下限为1.4％，优选上限为2.3％。
P：0.035％以下(不含0％)
P是不会使延展性劣化而有助于钢固溶强化的元素，在本发明中是特别重要的元素。若P的含量过量，则在卷取成卷后的冷却中在晶界偏析，使韧性劣化，将使断裂面转变温度vTrs上升。由此，P的含量最好在0.035％以下。还有，P的含量的优选上限为0.025％。
S：0.01％以下(含0％)
S是在制造工序中会不可避免混入的元素，但是其会形成对扩孔性有不良影响的硫化物系夹杂物，因此优选尽可能降低。从这一观点出发，S含量最好抑制在0.01％以下。还有，S含量的优选上限0.008％，更优选为0.005％以下。
Al：0.02～0.15％
Al在熔炼时被作为脱氧元素添加，是有助于提高钢的纯净度的元素。为了发挥这一效果，需要使Al含有0.02％以上，但若其含量变得过量，则氧化铝系夹杂物大量生成而成为表面瑕疵的原因，因此有必要使之在0.15％以下。还有，Al含量的优选下限为0.025％，优选上限为0.06％。
Ti：0.05～0.2％
Ti使铁素体中的C和N作为析出物进行析出强化而强化铁素体，并且降低铁素体中的固溶C量和渗碳体量，是在提高扩孔性方面有效的元素，在确保780MPa以上的抗拉强度上是重要的元素。为了发挥这些效果，Ti含量需要在0.05％以上。然而，若Ti含量变得过量，则延展性劣化，并且上述效果也饱和，因此需要其在0.2％以下。还有，Ti含量的优选下限为0.08％，优选上限为0.18％。
在本发明的热轧钢板中，上述成分以外的部分由Fe和不可避免的杂质(例如V和Sn等)构成，但根据需要含有Ni、Cr、Mo、Nb、B、Ca、Cu等也有效。含有这些元素时的范围规定理由如下。
Ni：1％以下(不含0％)
Ni是在使钢固溶强化方面有效的元素，但若其含量过量，则该效果饱和，在经济性上不利，因此优选在1％以下。Ni添加带来的上述效果随着其含量的增大而变大，但是从以铁素体单相组织来确保780MPa以上的抗拉强度这一观点出发，优选Ni至少含有0.1％，更优选含有0.2％以上。另外，Ni含量的优选上限为0.8％，更优选0.5％以下。
Cr：1.0％以下(不含0％)、
Cr使钢中的C成为析出物而进行析出强化，在强化铁素体方面是有效的元素，但是其含量要是过量，该效果也是饱和，在经济性上不利，因此优选在1.0％以下。添加Cr带来的上述效果随着其含量的增大而变大，但为了有效地发挥上述效果，优选使Cr至少含有0.1％，更优选含有0.2％以上。另外，Cr含量的优选上限为0.8％，更优选0.5％以下。
Mo：0.5％以下(不含0％)
Mo作为碳化物在铁素体中析出，在铁素体析出强化上是非常有效的元素。另外在取卷成卷被冷却时，其对防止铁素体晶界有P偏析而使韧性值降低，断裂面转变温度vTrs上升也有效。这一效果随着其含量的增加而变大，但若Mo的含量过量，则该效果饱和，因此优选在0.5％以下。
Nb：0.1％以下(不含0％)
Nb使热终了后从奥氏体生成的铁素体微细化，是有助于提高扩孔性的元素。另外，其使钢中的C和N作为析出物而进行析出强化，有效地使铁素体强化。这一效果随着其含量的增加而变大，但其含量过量该效果也是饱和，在经济性上不利，因此最好在0.1％以下。为了有效地发挥Nb带来的上述效果，优选含有0.01％以上，更优选含有0.02％以上。还有，Nb含量的优选上限为0.08％，更优选为0.07％以下。
B：0.01％以下(不含0％)
B使钢的晶界能降低，是在抑制P的晶界偏析上有效的元素。这一效果随着其含量的增加而变大，但其含量过量该效果也是饱和，因此优选在0.01％以下。还有，B含量的优选下限为0.001％，更优选上限为0.005％。
Ca：0.01％以下(不含0％)
Ca使钢板中的硫化物球状化，是在使扩孔性提高方面有效的元素，但其含量过量该效果也是饱和，因此优选在0.01％以下。为了有效地发挥Ca带来的效果，优选使Ca含有0.001％以上。还有，Ca的更优选上限为0.005％。
Cu：1.0％以下(不含0％)
Cu与Ti、Nb一起添加时，会促进TiC和Nb的均一微细析出，微细析出带来强度上升，进而扩孔性也提高，因此是有效的元素，但其含量过量该效果也是饱和，在经济性上不利，因此优选在1.0％以下。Cu添加带来的上述效果随着其含量的增加而变大，不过为了有效地发挥上述效果，优选使Cu至少含有0.1％以上，更优选使之含有0.3％以上。另外Cu含量的优选上限为0.8％。
在本发明的热轧钢板中，为了在高强度下且具有高扩孔性，并使延展性优异，金属组织的构成也是重要的要件。为了实现高强度和高扩孔性，需要以虽然为高强度但是与马氏体相比其与铁素体的硬度差相对小的贝氏体为主相，且为了确保延展性，需要含有铁素体。从这一观点出发，通过使金属组织中的贝氏体相处在60～95体积％的范围，能够得到高强度下加工性良好的钢板。
本发明的钢板的金属组织，基本上是(贝氏体+铁素体)，但也可以使铁素体的一部分变成马氏体。还有，在本发明中所谓“铁素体”包括多边铁素体、准多边铁素体，针状铁素体和贝氏体铁素体等的位错密度高的组织属于本发明中的“贝氏体”。
接着，对于本发明的制造方法进行说明。为了制造本发明的高强度钢板，如前述至少需要适当控制卷取查那嘎卷后的冷却速度，关于其他的条件(热轧条件)遵循通常的条件即可，本发明的制造方法中的基本的制造条件如下。
当制造本发明的高强度热轧钢板时，首先，使按照上述那样控制化学成分组成的钢板根据常规方法成为铸片，供于热轧，但这时的板坯加热温度需要在1150℃以上。这是奥氏体中TiC和Nb(C、N)固溶开始的温度，通过加热到该温度以上，能够有效地使添加的Ti和Nb在钢中固溶。固溶的Ti和Nb在热轧终止后的铁素体生成时与铁素体中的固溶C和固溶N反应，并作为化合物析出，从而对钢板析出强化，由此能够得到希望的抗拉强度。但是，若该加热温度变得过高，则将招致加热炉的损坏和能源成本的增大，因此需要在1300℃以下。
在进行热轧时，基本上遵循通常的热轧条件即可，没有特别的条件的制约，但是热轧终轧温度需要是作为奥氏体单相温度区域的Ar3相变点以上的温度。若热轧温度降低而低于Ar3相变点，则热轧将在铁素体—奥氏体的二相组织下结束，因此加工铁素体(加工组织的意思)残留，延展性和扩孔性劣化。另外，会在表层部形成粗大组织，使延伸率降低。此外，虽然在热轧中固溶Nb和固溶Ti作为碳氮化物析出，但是该析出物对强度上升没有帮助。其结果是，在铁素体中析出而与铁素体的强度上升没有关联，作为初衷的添加目的的析出强化量减少，从而得不到钢材希望的强度。
在热轧终止后的冷却中，需要以30℃/秒(以下记为℃/s)以上的平均冷却速度冷却至400～550℃的卷取温度范围，不过这是为了使从奥氏体生成的贝氏体组织成为均一的整细粒组织，使延展性和扩孔性提高。即，若这时的平均冷却速度比30℃/s慢，则相变后的铁素体粗大化，另外在贝氏体内部析出的碳化物的凝集、成长加速，粗大的碳化物生成，使延展性和扩孔性劣化。
之所以使卷取温度处于400～550℃的温度范围，是为了使钢的显微组织成为以贝氏体为主体的组织。即，若卷取温度比400℃低，则马氏体组织生成，扩孔性降低。另外碳氮化物的析出强化量不足，得不到希望的强度。
另一方面，若卷取温度超过550℃而变成高温，则渗碳体析出，珠光体组织混入，强度反而降低。另外扩孔性也降低。由此，卷取温度需要为400～550℃的温度范围，优选为400～500℃的温度范围。
在卷取后的卷材的冷却中，为了防止钢中的P向铁素体晶界偏析，需要以50℃/hr以上的平均冷却速度从卷取温度冷却到300℃以下的温度范围。若比该平均冷却速度慢，则冷却中引起P向铁素体晶界的析出，由冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs变高，无法获得良好的扩孔性。
还有，关于如上所述确保卷取成卷后的冷却速度的方法没有特别限定，但可列举例如：使用鼓风机对卷取卷进行鼓风冷却的方法；鼓风中含雾(鼓风+雾)进行冷却的方法；使用洒水喷嘴对卷材进行水冷的方法；此外还有将卷材浸渍在水槽中的方法等。
实施方式2
本发明者们为了实现扩孔加工性优异的高强度热轧钢板，从各种角度进行研究。其结果判明，如果在适度调整钢的化学成分组成后，规定制造条件，使钢板的显微组织为铁素体单相组织，此外使TiC和/或Nb和Mo的碳化物在该组织中微细地析出，则能够实现抗拉强度为780MPa以上的钢板。另外还发现，在卷取成卷后，通过控制卷取成卷的冷却条件，能够控制通过冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs，如果使该断裂面转变温度vTrs处于适当的范围内，则能够使热轧钢板的扩孔加工性良好，从而完成本发明。以下，沿着本发明完成的过程说明其作用效果。
在具有780MPa以上的抗拉强度的钢板中，为了提高延伸率和扩孔加工性(以下称为“扩孔性”)，有效的方法是尽可能低C化，使主相为铁素体组织，作为固溶强化和析出强化的组织，由此得到的钢板内的组织和硬度均一，因此被认为能够确保高延伸率和高扩孔性。然而，即使是在同一组成、同一条件下进行热轧的钢板，卷曲也会造成扩孔性变化。
因此，本发明者们着眼于扩孔性和韧性的关系，对于通过冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs与扩孔性的关系进行调查时发现，它们之间存在着良好的相关关系，为了确保扩孔率(关于测定方法后述)为60％以上的良好的扩孔性，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可(参照后述图5、7)。
对于上述的断裂面转变温度vTrs高(即韧性值低)的钢板进行更详细地调查时判明，若使其低温破坏则晶界破坏，并且，若使用俄歇分析装置分析该晶界断裂，则可观察到P的晶界偏析发生。相对于此，在被认为韧性良好的钢板中，即使以低温使之破坏，也仅仅确认到劈开破坏，关于在晶界偏析的元素的有无则不能确认。
如上述的在铁素体晶界偏析的P，由于卷取成卷的冷却为徐冷，从而能够确认到在相比粒内为不稳定的晶界有P扩散、偏析。本发明者们从如果防止上述这样的P的偏析则能够使韧性良好的观点出发，就其方法进一步反复研究，结果是缩短扩散时间无效，基于这一点考虑，为此关于具体的方法从各种角度加以研究。其结果判明，将钢板卷取成卷后，通过以50℃/小时以上的平均冷却速度冷却到300℃以下的温度范围，断裂面转变温度vTrs变低，韧性值能够提高。(参照后述图6、8)。
在本发明的热轧钢板中，为了使之具备此基本的机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，还需要适当调整其化学成分组成，本发明规定的化学成分组成的范围限定理由如下。
C：0.02～0.10％
C作为强度提高元素是基本的成分，为了确保钢板的抗拉强度在780MPa以上而需要含有0.02％以上。然而，若C含量超过0.10，则在显微组织中铁素体以外的第二相(例如珠光体，贝氏体、马氏体等)会生成并增加，使扩孔性劣化。还有，C含量的优选下限为0.03％，优选上限为0.06％。
Si：1.5％以下(不含0％)
Si促进多边铁素体的生成，不会使延伸率及扩孔性降低，是在确保强度方面有效的元素。这一效果随着其含量的增加而变大，但若过量含有，则表面性状显著劣化，并且使热变形阻抗增大，钢板的制造会变得困难，因此其含量应该在1.5％以下。还有，Si含量的优选下限为0.2％，优选上限为1.0％。
Mn：0.5～2.0％
Mn在使钢固溶强化上是有用的元素，为了确保780MPa以上的抗拉强度，需要至少含有0.5％以上。然而，若使Mn过量地含有，则淬火性变得过高而大量生成相变生成物，将难以确保高的扩孔率，因此其应该在2.0％以下。还有，Mn含量的优选下限为0.7％，优选上限为1.9％。
P：0.025％以下(不含0％)
P是不会使延展性劣化而有助于使钢固溶强化的元素，在本发明中是特别重要的元素。若P的含量过量，则在卷取后的冷却中在晶界偏析，使韧性劣化，将使断裂面转变温度vTrs上升。由此，P的含量优选在0.025％以下。还有，P的含量的优选上限为0.015％。
S：0.01％以下(含0％)
S是在制造工序中会不可避免混入的元素，但是其会形成对扩孔性有不良影响的硫化物系夹杂物，因此优选尽可能降低。从这一观点出发，S含量最好抑制在0.01％以下。还有，S含量的优选上限为0.005％，更优选为0.003％以下。
Al：0.02～0.15％
Al在熔炼时被作为脱氧元素添加，是在提高钢的纯净度方面有效的元素。为了发挥这一效果，需要使Al含有0.02％以上，但若其含量过量，则氧化铝系夹杂物大量生成而成为表面瑕疵的原因，因此需要在0.15％以下。还有，Al含量的优选下限为0.03％，优选上限为0.06％。
Ni：1％以下(不含0％)
Ni是在使钢固溶强化方面有效的元素，但若其含量过量，则该效果饱和，在经济性上不利，因此优选在1％以下。Ni添加带来的上述效果随着其含量的增大而变大，但是从以铁素体单相组织来确保780MPa以上的抗拉强度这一观点出发，优选使Ni至少含有0.1％，更优选含有0.3％以上。另外，Ni含量的优选上限为0.8％，更优选0.6％以下。
Cr：1％以下(不含0％)、
Cr使钢中的C成为析出物而进行析出强化，在强化铁素体方面是有效的元素，但是其含量要是过量，该效果也是饱和，在经济性上不利，因此优选在1％以下。添加Cr带来的上述效果随着其含量的增大而变大，但为了有效地发挥上述效果，优选使Cr至少含有0.1％，更优选含有0.3％以上。另外，Cr含量的优选上限为0.8％，更优选0.5％以下。
Nb：0.08％以下(不含0％)
Nb使从热轧结束后的奥氏体生成的铁素体微细化，是有助于提高扩孔性的元素。另外，其使钢中的C和N成为析出物而进行析出强化，有效地使铁素体强化。这一效果随着其含量的增加而变大，但其含量过量该效果也是饱和，在经济性上不利，因此优选在0.08％以下。为了有效地发挥Nb带来的上述效果，优选含有0.01％以上。还有，Nb含量的优选上限为0.06％，更优选为0.05％以下。
Ti：0.05～0.2％
Ti使铁素体中的C和N作为析出物进行析出强化而强化铁素体，并且降低铁素体中的固溶C量和渗碳体量，在提高扩孔性方面是有效的元素，在确保780MPa以上的抗拉强度上是重要的元素。为了发挥这些效果，Ti含量需要在0.05％以上。然而，若Ti含量变得过量，则延展性劣化，并且上述效果也饱和，因此需要其在0.2％以下。还有，Ti含量的优选下限为0.08％，优选上限为0.15％。
在本发明的热轧钢板中，上述成分以外的部分由Fe和不可避免的杂质(例如V和Sn等)构成，但根据需要而含有Mo、Cu、B、Ca等也有效。使这些元素含有时的范围规定理由如下。
Mo：0.5％以下(不含0％)
Mo作为碳化物在铁素体中析出，在铁素体析出强化上是非常有效的元素。另外在卷取成卷被冷却时，其对防止铁素体晶界有P偏析而使韧性值降低，断裂面转变温度vTrs上升也有效。为了发挥这一效果的需要的Mo量根据P含量的变化也会发生变化，但优选以Mo和P的原子比计含有1.0以上的量[即满足下式(1)的量]。但是若Mo的含量过量，则其效果饱和，因此Mo含量优选为0.5％以下。
([Mo]/96)/([P]/31)≥1.0…(1)
其中，[Mo]和[P]分别表示Mo和P的含量(质量％)。
Cu：1.0％以下(不含0％)
Cu有提高钢的机械性的强度，改善材质的效果。这一效果随着Cu含量的增加而变大，但若使之过量地含有则反而使加工性劣化，因此优选为1.0％以下。还有，用于发挥上述效果的Cu含量的优选下限为0.05％，更优选上限为0.5％。
B：0.01％以下(不含0％)
B使钢的晶界能降低，是在抑制P的晶界偏析上有效的元素。这一效果随着其含量的增加而变大，但其含量过量该效果也是饱和，因此优选为0.01％以下。还有，B含量的优选下限为0.001％，更优选上限为0.005％。
Ca：0.005％以下(不含0％)
Ca使钢板中的硫化物球状化，是在使扩孔性提高方面有效的元素，但右其含量过量则该效果饱和，因此优选在0.005％以下。为了有效地发挥Ca添加带来的效果，优选使Ca含有0.001％以上。还有，Ca的更优选上限为0.004％。
在本发明的热轧钢板中，该显微组织实质上由铁素体单相组织构成。这里所谓“实质上的铁素体单相组织”，意思是铁素体相至少为90面积％以上。因此，在本发明的钢板中，其组织中基本上不含珠光体、贝氏体、马氏体、残留奥氏体等的各组织(10面积％以下)。另外在本发明中所谓“铁素体”包括多边铁素体、准多边铁素体，但针状铁素体和贝氏体铁素体等因为位错密度高，所以不利于获得高延展性，从这一观点出发，不包括在本发明的“铁素体”中。
接着，对于本发明的制造方法进行说明。为了制造本发明的高强度钢板，如前述至少需要适当控制卷取后的冷却速度，关于其他的条件(热轧条件)遵循通常的条件即可，本发明的制造方法中的基本的制造条件如下。
当制造本发明的高强度热轧钢板时，首先，使按照上述那样控制化学成分组成的钢板根据常规方法成为铸片，供于热轧，但这时的板坯加热温度需要在1150℃以上。这是奥氏体中TiC和Nb(C、N)固溶开始的温度，通过加热到该温度以上，能够有效地使添加的Ti和Nb在钢中固溶。固溶的Ti和Nb在热轧终止后的铁素体生成时使铁素体中的固溶C和固溶N析出，从而对钢板析出强化，由此能够得到希望的抗拉强度。但是，若该加热温度变得过高，则将招致加热炉的损坏和能源成本的增大，因此需要在1300℃以下。
在进行热轧时，基本发遵循通常的热轧条件即可，没有特别的条件的制约，但是热轧终轧温度需要为奥氏体单相温度区域的Ar3相变点以上的温度。若热轧温度降低而低于Ar3相变点，则热轧将在铁素体—奥氏体的二相组织下结束，因此加工铁素体(加工组织的意思)残留，延展性和扩孔性劣化。另外，会在表层部形成粗大组织，使延伸率降低。此外，虽然在热轧中固溶Nb和固溶Ti作为碳氮化物析出，但是该析出物对强度上升没有帮助。其结果是，在铁素体中析出而与铁素体的强度上升没有关联，作为初衷的添加目的的析出强化量减少，从而得不到钢材希望的强度。
在热轧终止后的冷却中，需要以30℃/秒(以下记为℃/s)以上的平均冷却速度冷却至500～650℃的卷取温度范围，不过这是为了使从奥氏体生成的铁素体组织成为均一的整细粒组织。即，若这时的平均冷却速度比30℃/s慢，则相变后的铁素体粗大化，扩孔性劣化。
之所以使卷取温度处于500～650℃的温度范围，是为了使钢的显微组织成为以铁素体单相组织。即，若卷取温度比500℃低，则贝氏体组织混入，延伸率降低。另外碳氮化物的析出强化量不足，得不到理想的强度。为了确保更优异的延伸率，优选卷取温度为550℃以上。
另一方面，若卷取温度超过650℃而变成高温，则有助于析出强化的碳/氮化物(碳化物、氮化物和碳氮化物)的析出尺寸粗大化，强度反而降低。由此，卷取温度需要为500～650℃的温度范围，优选为550～650℃的温度范围。
在卷取后的卷材的冷却中，为了防止钢中的P向铁素体晶界偏析，需要以50℃/hr以上的平均冷却速度从卷取温度冷却到300℃以下的温度范围。若比该平均冷却速度慢，则冷却中引起P向铁素体晶界的析出，由冲击试验求得的断裂面转变温度vTrs变高，无法获得良好的扩孔性。
还有，关于如上所述确保卷取成卷后的冷却速度的方法没有特别限定，但可列举例如：使用鼓风机对卷取卷进行鼓风冷却的方法；鼓风中含雾(鼓风+雾)进行冷却的方法；使用洒水喷嘴对卷取卷进行水冷的方法；此外还有将卷取卷浸渍在水槽中的方法等。
以下，通过实施例更详细地说明本发明，但下述实施例并没有限定本发明的性质，只要符合前、后述的宗旨进行设计变更均包含在本发明的技术范围。
还有，实施例1、2属于上述的实施的方式1，实施例3、4属于上述的实施的方式2。
实施例
实施例1
将具有下述表1所示化学成分的各种钢板坯，以1250℃的板坯加热温度保持30分钟后，通过通常的热轧工序，使终轧温度为900℃，得到厚4mm的热轧钢板。其后，以30℃/s的平均冷却速度进行冷却，以使用电加热炉的600℃的卷取温度进行30分钟的卷取处理后，为了改变之后的冷却速度，进行控制冷却速度的炉冷却，从炉中取出后通过放冷、鼓风(鼓风+雾)冷却、喷水冷却、在水槽浸渍等进行冷却，得到各种热轧钢板。
[表1]
Figure BSA00000255510800161
对于如此得到的热轧钢板，利用JIS5号试验片在轧制方向上进行直角方向(C方向)的冲击试验，测定机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，并且根据由下述的方法测定的扩孔率λ评价扩孔性，并且根据下述的方法测定断裂面转变温度vTrs。另外，对各钢板的显微组织进行硝酸乙醇腐蚀后，用扫描型电子显微镜鉴定其铁素体、贝氏体、马氏体，图像分析装置测定贝氏体面积率。还有，冲击试验片是将得到的热轧钢板的两面进行研磨，以尺寸为厚2.5mm的试验片进行试验。
[扩孔率λ测定法]
用60°圆锥冲头从冲孔侧对初期孔直径为10mm(d0)的穿孔进行扩孔，测定有裂纹在板厚方向上贯通的时间点的孔径d(mm)，根据下式测定扩孔率λ。
λ＝{(d-d0)/d0}×100(％)[d0＝10mm]
[断裂面转变温度vTrs的测定方法]
采用通过机械加工制作的JIS4号冲击试验片，依据JIS Z2242的试验方法进行冲击试验，通过依据JIS的方法求得脆性断裂率(或延展性断裂率)，由(试验温度vs脆性断裂率)的曲线求得脆性断裂率为50％以上的断裂面转变温度vTrs。
更详细地说，是使试验温度以10℃或20℃的间隔变化。这时，对于试验温度(试验片温度)的管理遵循JIS Z2242规定的条件。然后进行冲击试验，其后观察试验片断面，区别显示脆性断裂的区域和显示延展性断裂的区域，遵循同一JIS的规定，采用下式计算脆性断裂率。
B＝C/A×100(％)
在此，B：脆性断裂率(％)，C：脆性断裂的面积，A：断裂的整个面积
接着绘制试验温度与脆性断裂率并求得近似曲线，将该近似曲线显示出脆性断裂率50％的试验温度作为断裂面转变温度vTrs。
这些结果与制造条件一起显示在下述表2中。另外，基于这些结果，断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系显示在图1中，卷取后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系显示在图2中。
[表2]
Figure BSA00000255510800171
如图1表明的可知，在断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ之间能够确认到良好的相关关系，为了确保作为目标的良好的扩孔率λ(λ＝60％)，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可。还有，作为扩孔性是否优良的标准虽然是“扩孔率λ：60％以上”，但这是应用高强度热轧钢板加工成各种构件时所要求的特性水平。
另一方面，如图2表明的可知，根据模拟取卷的冷却的冷却速度，影响扩孔率λ的断裂面转变温度vTrs变化。这时为了将断裂面转变温度vTrs确保在作为目标的0℃以下，需要以50℃/hr以上的冷却速度冷却。
对于这时的冲击试验片的断面进行SEM观察时，在断裂面转变温度vTrs高的试验片的脆性断面上观察到晶界断面。相对于此，在断裂面转变温度vTrs低的试验片的脆性断面上只观察到劈开断裂。因此，使用俄歇电子能谱分析仪测定该晶界断裂部的结果为，在晶界检测出高浓度的P。因此，在该铁素体晶界偏析的P使母材的韧性值降低，不能抑制扩孔试验时的龟裂传播，可以认为是低特性。即，可知通过控制卷的卷取后的冷却速度，在铁素体晶界偏析的P的扩散受到抑制，将能够得到扩孔率λ值高的特性。
实施例2
将具有下述表3所示化学成分的各种钢板坯，以1250℃的板坯加热温度保持30分钟后，通过通常的热轧工序，在终轧温度为900～930℃下得到厚4mm的热轧钢板。其后，以30℃/s的平均冷却速度进行冷却，使用电加热炉以450～650℃的卷取温度进行30分钟的卷取处理后，为了改变之后的冷却速度而进行控制冷却速度的炉冷却，从炉中取出后进行放冷、鼓风(鼓风+雾)冷却、喷水冷却、在水槽浸渍等的冷却，得到各种热轧钢板。
[表3]
Figure BSA00000255510800181
对于如此得到的热轧钢板，利用JIS5号试验片在轧制方向上进行直角方向的拉伸试验，测定机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，并且根据与实施例1同样的方法测定的扩孔率λ和断裂面转变温度。其结果与制造条件(终轧温度、卷取温度、卷取后的冷却速度)一起显示在下述表4中。另外，基于这些结果，断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系显示在图3中，卷取后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系显示在图4中。
[表4]
Figure BSA00000255510800191
如图3表明的可知，与实施例1一样，在断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ之间能够确认到良好的相关关系，为了确保作为目标的良好的扩孔率λ(λ＝60％)，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可。另外如图4表明的可知，根据模拟卷取卷的冷却的冷却速度，影响扩孔率λ的断裂面转变温度vTrs变化。这时为了将断裂面转变温度vTrs确保在作为目标的0℃以下，需要以50℃/hr以上的冷却速度进冷却。还有，图4由虚线围起的部分是化学成分组成脱离本发明规定的范围的部分，因此断裂面转变温度vTrs上升。
另外由这些结果能够进行如下考察。试验No.1-3～12、1-17、1-18、1-20～25、1-27、1-28、1-30、1-31满足本发明规定的全部要件，机械的特性及扩孔率均良好，可知能够实现高强度且加工性良好的热轧钢板。
相对于此，试验No.1-16、1-19、1-26、1-29、1-32～39缺少本发明规定的某个要件，机械的特性和扩孔性的至少一种特性劣化。
首先，试验No.1-16、1-19、1-26、1-29其卷卷取后的平均冷却速度小，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。另外，试验No.1-32、1-33是Si含量过量的钢板(表3的钢种1-J)，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。
试验No.1-34、No.1-35是Mn含量过量的钢板(表3的钢种1-K)，延展性(延伸率)降低，并且断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。试验No.1-36是P含量过量的钢板(表3的钢种1-L)，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。
试验No.1-37、No.1-38是Ti含量和C含量分别过量的钢板(表3的钢种1-M、1-N)，延展性(延伸率)降低。试验No.1-39其C含量不足(表3的钢种1-O)，抗拉强度降低。
实施例3
将具有下述表5所示化学成分的各种钢板坯，以1250℃的板坯加热温度保持30分钟后，通过通常的热轧工序，使终轧温度为900℃，得到厚4mm的热轧钢板。其后，以30℃/s的平均冷却速度进行冷却，以使用电加热炉的600℃的卷取温度进行30分钟的卷取处理后，为了改变之后的冷却速度，进行控制冷却速度的炉冷却，从炉中取出后通过放冷、鼓风(鼓风+雾)冷却、喷水冷却、在水槽浸渍等进行冷却，得到各种热轧钢板。
[表5]
Figure BSA00000255510800201
对于如此得到的热轧钢板，利用JIS5号试验片在轧制方向上进行直角方向(C方向)的冲击试验，测定机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，并且根据由下述的方法测定的扩孔率λ评价扩孔性，并根据下述的方法测定断裂面转变温度vTrs。另外，用光学显微镜各钢板的显微组织。还有，冲击试验片是将得到的热轧钢板的两面进行研磨，用尺寸为厚2.5mm的试验片进行试验。
[扩孔率λ测定法]
用60°圆锥冲头从冲孔侧对初期孔直径为10mm(d0)的穿孔进行扩孔，测定有裂纹在板厚方向上贯通的时间点的孔径d(mm)，根据下式测定扩孔率λ。
λ＝{(d-d0)/d0}×100(％)[d0＝10mm]
[断裂面转变温度vTrs的测定方法]
采用通过机械加工制作的JIS4号冲击试验片，依据JIS Z2242的试验方法进行冲击试验，通过依据JIS的方法求得脆性断裂率(或“延展性断裂率”)，由(试验温度vs脆性断裂率)的曲线求得脆性断裂率为50％以上的断裂面转变温度vTrs。详细内容如实施例1中说明的。
这些结果与制造条件一起显示在下述表6中。另外，基于这些结果，断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系显示在图5中，卷取后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系显示在图6中。
[表6]
Figure BSA00000255510800211
如图5表明的可知，在断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ之间能够确认到良好的相关关系，为了确保作为目标的良好的扩孔率λ(λ＝60％)，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可。还有，作为判定扩孔性是否优良的标准虽然是“扩孔率λ：60％以上”，但这是应用高强度热轧钢板加工成各种构件时所要求的特性水平。
另一方面，如图6表明的可知，根据模拟取卷的冷却的冷却速度，影响扩孔率λ的断裂面转变温度vTrs变化。这时为了将断裂面转变温度vTrs确保在作为目标的0℃以下，需要以50℃/hr以上的冷却速度冷却。
对于这时的冲击试验片的断面进行SEM观察时，在断裂面转变温度vTrs高的试验片的脆性断面上可观察到晶界断面。相对于此，在断裂面转变温度vTrs低的试验片的脆性断面上只观察到劈开断裂。因此，使用俄歇电子能谱分析仪测定该晶界断裂部的结果为，在晶界检测出高浓度的P。因此，在该铁素体晶界偏析的P使母材的韧性值降低，不能抑制扩孔试验时的龟裂传播，可以认为是低特性。即，可知通过控制卷取后的冷却速度，在铁素体晶界偏析的P的扩散受到抑制，将能够得到扩孔率λ值高的特性。
实施例4
将具有下述表7所示化学成分的各种钢板坯，以1250℃的板坯加热温度保持30分钟后，通过通常的热轧工序，在终轧温度为900～930℃下得到厚4mm的热轧钢板。其后，以30℃/s的平均冷却速度进行冷却，使用电加热炉以450～650℃的卷取温度进行30分钟的卷取处理后，为了改变之后的冷却速度而进行控制冷却速度的炉冷却，从炉中取出后进行放冷、鼓风(鼓风+雾)冷却、喷水冷却、在水槽浸渍等的冷却，得到各种热轧钢板。
[表7]
Figure BSA00000255510800221
对于如此得到的热轧钢板，利用JIS5号试验片在轧制方向上进行直角方向的拉伸试验，测定机械的特性(屈服强度YS、抗拉强度TS、延伸率EL等)，并且根据与实施例3同样的方法测定的扩孔率λ和断裂面转变温度。其结果与制造条件(终轧温度、卷取温度、卷取后的冷却速度)一起显示在下述表8中。另外，基于这些结果，断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ的关系显示在图7中，卷卷取后的冷却速度与断裂面转变温度vTrs的关系显示在图8中。
[表8]
Figure BSA00000255510800231
如图7表明的可知，与实施例3一样，在断裂面转变温度vTrs与扩孔率λ之间能够确认到良好的相关关系，为了确保作为目标的良好的扩孔率λ(λ＝60％)，使断裂面转变温度vTrs在0℃以下即可。另外如图8表明的可知，根据模拟卷取卷的冷却的冷却速度，影响扩孔率λ的断裂面转变温度vTrs变化。这时为了将断裂面转变温度vTrs确保在作为目标的0℃以下，需要以50℃/hr以上的冷却速度进冷却。还有，图8由虚线围起的部分是化学成分组成脱离本发明规定的范围的部分，因此断裂面转变温度vTrs上升。
另外由这些结果能够进行如下考察。试验No.2-12～15、2-17、2-18、2-20～25、2-27、2-28、2-30、2-31满足本发明规定的全部要件，机械的特性及扩孔率均良好，可知能够实现高强度且加工性良好的热轧钢板。
相对于此，试验No.2-16、2-19、2-26、2-29、2-32～39缺少本发明规定的某个要件，机械的特性和扩孔性的至少一种特性劣化。
首先，试验No.2-16、2-19、2-26、2-29其卷取后的平均冷却速度小，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。另外，试验No.2-32、2-33是Si含量过量的钢板(表7的钢种2-J)，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。
试验No.2-34、No.2-35是Mn含量过量的钢板(表7的钢种2-K)，延展性(延伸率)降低，并且断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。试验No.2-36是P含量过量的钢板(表7的钢种2-L)，断裂面转变温度vTrs高，得不到良好的扩孔性。
试验No.2-37、No.2-38是Ti含量和C含量分别过量的钢板(表7的钢种2-M、2-N)延展性(延伸率)降低。试验No.2-39其C含量不足(表7的钢种2-O)，抗拉强度降低。

Claims (6)

1.一种热轧钢板，其特征在于，以质量％计含有：C：0.02～0.10％、Si：1.50％以下但不含0％、Mn：0.5～2.0％、P：0.025％以下但不含0％、S：0.01％以下且含0％、Al：0.02～0.15％、Ni：1％以下但不含0％、Cr：1％以下但不含0％、Nb：0.08％以下但不含0％、Ti：0.05～0.2％，该钢板的金属组织实质上是铁素体的单相组织，该钢板经冲击试验得到的断裂面转变温度vTrs为0℃以下。
2.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Mo：0.5％以下但不含0％，并且满足下式(1)，
([Mo]/96)/([P]/31)≥1.0  …(1)
其中，[Mo]和[P]分别表示Mo和P的质量％的含量。
3.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Cu：1.0％以下但不含0％。
4.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有B：0.01％以下但不含0％。
5.根据权利要求1所述的热轧钢板，其特征在于，以质量％计还含有Ca：0.005％以下但不含0％。
6.一种热轧钢板的制造方法，其特征在于，在制造权利要求1所述的热轧钢板时，包括如下工序：将具有所述化学成分的钢板坯加热到1150～1300℃的温度范围的工序；将加热后的钢板坯以Ar3相变点以上的终轧温度进行热轧而成为钢板的工序；以平均冷却速度为30℃/秒以上的冷却速度将热轧后的钢板冷却至500～650℃的温度区域并卷取成卷的工序；以平均冷却速度为50～400℃/小时的冷却速度将卷取后的卷材冷却至300℃以下的温度的工序。
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103484764A (zh) * 2013-09-11 2014-01-01 首钢总公司 Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
CN103667880A (zh) * 2013-11-29 2014-03-26 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度440MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN106103749A (zh) * 2014-01-24 2016-11-09 罗奇钢铁公司 热轧超高强度钢带产品
TWI635189B (zh) * 2017-06-21 2018-09-11 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材之製造方法及其應用
CN110291215A (zh) * 2017-01-20 2019-09-27 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法
CN110621794A (zh) * 2017-04-20 2019-12-27 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
WO2020001430A1 (zh) 2018-06-27 2020-01-02 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
WO2021136352A1 (zh) 2019-12-31 2021-07-08 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101265553B (zh) 2007-03-15 2011-01-19 株式会社神户制钢所 挤压加工性优异的高强度热轧钢板及其制造方法
JP5385899B2 (ja) * 2007-05-06 2014-01-08 ニューコア・コーポレーション マイクロ合金添加した薄鋳造ストリップ品及びその製造方法
KR100928785B1 (ko) * 2007-12-27 2009-11-25 주식회사 포스코 내후성이 우수한 고강도 열연강판 및 그 제조방법
CN101978083B (zh) 2008-03-26 2012-08-29 新日本制铁株式会社 疲劳特性和拉伸凸缘性优异的热轧钢板及其制造方法
KR101313957B1 (ko) * 2009-05-27 2013-10-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 피로 특성과 연신 및 충돌 특성이 우수한 고강도 강판, 용융 도금 강판, 합금화 용융 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP5029748B2 (ja) * 2010-09-17 2012-09-19 Ｊｆｅスチール株式会社 靭性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
MX2015013317A (es) 2013-03-19 2016-01-25 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en caliente de alta resistencia que tiene una tension de rotura de 780 mpa o mas.
CN105102658B (zh) 2013-04-15 2017-03-15 新日铁住金株式会社 热轧钢板
KR101510527B1 (ko) * 2013-08-06 2015-04-08 주식회사 포스코 고성형성 및 고강도 열연강판 및 그 제조방법
EP2924140B1 (de) * 2014-03-25 2017-11-15 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten Stahlflachprodukts
EP3260565B1 (en) 2015-02-20 2019-07-31 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
WO2016132549A1 (ja) 2015-02-20 2016-08-25 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135898A1 (ja) * 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2016135896A1 (ja) 2015-02-25 2016-09-01 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板
WO2018026014A1 (ja) 2016-08-05 2018-02-08 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
JP6358406B2 (ja) 2016-08-05 2018-07-18 新日鐵住金株式会社 鋼板及びめっき鋼板
EP3492611B1 (en) * 2017-12-04 2020-10-28 SSAB Technology AB High strength hot-rolled steel & method for manufacturing high strength hot-rolled steel
KR102142774B1 (ko) * 2018-11-08 2020-08-07 주식회사 포스코 내해수 특성이 우수한 고강도 구조용강 및 그 제조방법
DE102021104584A1 (de) 2021-02-25 2022-08-25 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hoher lokaler Kaltumformbarkeit sowie ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH08143952A (ja) * 1994-11-21 1996-06-04 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性、疲労特性及び表面性状に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP3716639B2 (ja) * 1998-09-10 2005-11-16 Ｊｆｅスチール株式会社 ベイナイト系高張力熱延鋼帯の製造方法
JP3602350B2 (ja) * 1998-11-06 2004-12-15 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP3039862B1 (ja) * 1998-11-10 2000-05-08 川崎製鉄株式会社 超微細粒を有する加工用熱延鋼板
JP2000282175A (ja) 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP3546266B2 (ja) * 1999-07-26 2004-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
AU780588B2 (en) * 2000-04-07 2005-04-07 Jfe Steel Corporation Hot rolled steel plate, cold rolled steel plate and hot dip galvanized steel plate being excellent in strain aging hardening characteristics, and method for their production
KR100441414B1 (ko) 2000-04-21 2004-07-23 신닛뽄세이테쯔 카부시키카이샤 버링 가공성이 우수한 고피로강도 강판 및 그의 제조방법
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
EP1338665B1 (en) 2000-10-31 2018-09-05 JFE Steel Corporation High tensile hot rolled steel sheet and method for production thereof
TW567231B (en) 2001-07-25 2003-12-21 Nippon Steel Corp Multi-phase steel sheet excellent in hole expandability and method of producing the same
JP3728239B2 (ja) 2001-11-16 2005-12-21 新日本製鐵株式会社 耐食性と伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板、およびその製造方法
CN100335670C (zh) * 2002-02-07 2007-09-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP4205893B2 (ja) 2002-05-23 2009-01-07 新日本製鐵株式会社 プレス成形性と打抜き加工性に優れた高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP4112993B2 (ja) 2003-01-23 2008-07-02 新日本製鐵株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP4116901B2 (ja) 2003-02-20 2008-07-09 新日本製鐵株式会社 バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4649868B2 (ja) 2003-04-21 2011-03-16 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
JP4276482B2 (ja) 2003-06-26 2009-06-10 新日本製鐵株式会社 極限変形能と形状凍結性に優れた高強度熱延鋼板とその製造方法
JP4088316B2 (ja) 2006-03-24 2008-05-21 株式会社神戸製鋼所 複合成形性に優れた高強度熱延鋼板

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103484764A (zh) * 2013-09-11 2014-01-01 首钢总公司 Ti析出强化型超高强热轧薄板及其生产方法
CN103667880A (zh) * 2013-11-29 2014-03-26 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度440MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN103667880B (zh) * 2013-11-29 2017-01-18 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度440MPa级高扩孔钢板及其制造方法
CN106103749A (zh) * 2014-01-24 2016-11-09 罗奇钢铁公司 热轧超高强度钢带产品
US10837079B2 (en) 2014-01-24 2020-11-17 Rautaruukki Oyj Hot-rolled ultrahigh strength steel strip product
CN110291215A (zh) * 2017-01-20 2019-09-27 蒂森克虏伯钢铁欧洲股份公司 由具有大部分为贝氏体的组织结构的复相钢组成的热轧扁钢产品和用于生产这种扁钢产品的方法
US11220721B2 (en) 2017-01-20 2022-01-11 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Hot rolled flat steel product consisting of a complex-phase steel with a largely bainitic microstructure and method for manufacturing such a flat steel product
CN110621794A (zh) * 2017-04-20 2019-12-27 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
CN110621794B (zh) * 2017-04-20 2022-03-29 塔塔钢铁荷兰科技有限责任公司 具有优异延展性和可拉伸翻边性的高强度钢片
TWI635189B (zh) * 2017-06-21 2018-09-11 中國鋼鐵股份有限公司 鋼材之製造方法及其應用
WO2020001430A1 (zh) 2018-06-27 2020-01-02 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
WO2021136352A1 (zh) 2019-12-31 2021-07-08 宝山钢铁股份有限公司 低碳低成本超高强复相钢板/钢带及其制造方法

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