CN105899699B - 钢材及其制造方法 - Google Patents

钢材及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN105899699B
CN105899699B CN201480072212.9A CN201480072212A CN105899699B CN 105899699 B CN105899699 B CN 105899699B CN 201480072212 A CN201480072212 A CN 201480072212A CN 105899699 B CN105899699 B CN 105899699B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel
less
austenite
heat treatment
metal structure
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.)
Active
Application number
CN201480072212.9A
Other languages
English (en)
Other versions
CN105899699A (zh
Inventor
林宏太郎
关彰
三盐和也
下川修平
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon 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 Nippon Steel Corp filed Critical Nippon Steel Corp
Publication of CN105899699A publication Critical patent/CN105899699A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN105899699B publication Critical patent/CN105899699B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • 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
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and 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
    • C21D6/005—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
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/0068—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for particular articles not mentioned below
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—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
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Steel (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供一种钢材，该钢材的化学组成以质量％计含有C：0.050％～0.40％、Si：0.50％～3.0％、Mn：3.0％～8.0％、sol.Al：0.001％～3.0％，金属组织以体积％计含有10％～40％的奥氏体；所述奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％；所述金属组织中的用从测定的维氏硬度的最大值中减去最小值而得到的值表示的组织均匀性为30Hv以下；抗拉强度为900MPa～1800MPa。

Description

钢材及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合于汽车用钢材、油井管用钢材及建筑结构用钢材那样的延展性为不可缺的用途的超高强度钢材及其制造方法。具体而言，本发明涉及抗拉强度为900MPa以上、具有优异的延展性和冲击特性的超高强度钢材及其制造方法。
背景技术
近年，从地球环境保护的观点出发，寻求有助于节省能量的原材料开发。在汽车用钢材、油井管用钢材及建筑结构用钢材等领域中，对钢材的轻量化和在严酷的使用环境中可应用的超高强度钢材的需要高涨，其适用范围扩大。其结果是，对于在这些领域中使用的超高强度钢材，不仅是强度特性，确保使用环境中的安全性也变得重要。具体而言，通过提高钢材的延展性，提高对于外部塑性变形的容许度变得重要。
例如，在汽车与结构体碰撞时，为了使该冲击通过车辆的耐碰撞用部件充分缓和，钢材的抗拉强度必须为900MPa以上，且抗拉强度(TS)与总延伸率(EL)的积的值(TS×EL)必须为24000MPa·％以上。然而，伴随着抗拉强度的上升延展性显著降低，因此，至今皆无满足上述特性、工业上可量产的超高强度钢材。因此，为了改善超高强度钢材的延展性，进行了大量研究开发，提出了实现其的组织控制方法。
例如，专利文献1公开了：对含有1.2％～1.6％的Si(本说明书中关于钢的化学组成的％全部是质量％)、2％左右的Mn的钢材，将加热温度和奥氏体等温淬火的保持条件最优化，按照钢材中含有10％左右的奥氏体的方式控制金属组织，由此得到具有80kg/mm2(784MPa)以上的抗拉强度和优异的延展性的钢材。
专利文献2公开了：将含有0.17％以上的C、合计1.0％～2.0％的Si和Al、2％左右的Mn的钢材在奥氏体的单相温度区加热，在50℃～300℃的温度范围骤冷，进而再加热，按照钢材中含有马氏体和奥氏体双方的方式控制金属组织，由此得到具有980MPa以上的抗拉强度和优异的延展性的钢材。
专利文献3公开了：将含有0.10％的C、0.1％的Si、5％的Mn的钢材在A1点以下进行热处理，由此得到抗拉强度和延伸率的积的值明显高的钢材。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-269920号公报
专利文献2：日本特开2010-90475号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
如上所述，对于提供延展性优异的超高强度钢材，提出了几种技术，但如下所述，它们都不能说是充分的技术。
专利文献1中公开的技术不能使钢材的抗拉强度为900MPa以上。原因是，在专利文献1公开的技术中，为了提高钢材中含有的奥氏体的稳定性，在加热中和直至600℃的冷却中，促进铁素体的生成。如果铁素体生成，则钢材的抗拉强度显著降低。因此，专利文献1中公开的技术不能适用于需要900MPa以上的抗拉强度的钢材。
专利文献2中公开的技术在相对于制造方法的材质稳定性方面欠缺，因此应用了所得的钢材的结构物的安全性不能被确保。即，在专利文献2中公开的技术中，通过骤冷以后的热处理条件，具体来说通过冷却速度、冷却停止温度(停止冷却的温度)、再加热条件来控制抗拉强度。然而，如专利文献2那样将冷却速度设为8℃/秒以上、将加热了的钢材在50℃～300℃的温度范围内冷却时，由于相变发热等，钢材的温度分布变得非常不均匀。即，在专利文献2所公开的技术中，具有冷却速度及冷却停止温度的控制极难这一不可避免的问题。冷却时的温度分布如果不均匀，则钢材的强度分布变得极不均匀，由于脆弱的低强度部的早期断裂，应用了该钢材的结构物的安全性变得不能被确保。因此，专利文献2中公开的技术是在材质稳定性方面欠缺的技术，不能适用于需要安全性的钢材。
专利文献3中公开的技术中得到的产品(钢材)在冲击特性方面欠缺，因此应用了该钢材的结构物的安全性不能被确保。即，在专利文献3中公开的技术中，通过利用Mn偏析，在A1点以下的温度区的加热中生成大量的奥氏体。另一方面，通过A1点以下的加热，粗大的渗碳体较多析出，所以在变形时容易产生局部的应力集中。由于该应力集中，钢材中含有的奥氏体在冲击变形的初期发生马氏体相变，在其周边产生空隙。其结果是，钢材的冲击特性降低。因此，专利文献3中公开的技术中得到的钢材在冲击特性方面欠缺，因此不能作为需要安全性的钢材使用。
像这样，对于提供具有900MPa以上的抗拉强度、同时延展性优异的超高强度钢材，提出了几种技术。然而，均在材质稳定性或冲击特性方面欠缺，不能说是充分的技术。
本发明的目的在于，解决上述问题，提供具有900MPa以上的抗拉强度、同时具有优异的延展性和冲击特性的超高强度钢材及其制造方法。
此处，“优异的延展性”是指抗拉强度与总延伸率的积的值为24000MPa·％以上。另外，“优异的冲击特性”是指0℃下的夏比试验的冲击值为20J/cm2以上。
用于解决问题的手段
本发明人等为了解决上述课题进行了深入研究。结果可知，在钢材的化学组成方面大量含有Si和Mn，在制造方法方面对于具有该化学组成的原材料钢材应用最佳的热处理条件，进而在供于热处理的原材料钢材方面使其组织为微细的马氏体单相，这些都是重要的。如上所述，获得了下述新见解：通过控制原材料及热处理条件，能够稳定地制造现有技术中不能制造的具有900MPa以上的抗拉强度、同时具有优异的延展性和冲击特性的超高强度钢材。本发明是基于该见解而完成的，其要旨如下所述。
(1)即，本发明的一方式所涉及的钢材的化学组成以质量％计为：C：0.050％～0.40％、Si：0.50％～3.0％、Mn：3.0％～8.0％、sol.Al：0.001％～3.0％、P：0.05％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Ti：0％～1.0％、Nb：0％～1.0％、V：0％～1.0％、Cr：0％～1.0％、Mo：0％～1.0％、Cu：0％～1.0％、Ni：0％～1.0％、Ca：0％～0.01％、Mg：0％～0.01％、REM：0％～0.01％、Zr：0％～0.01％、B：0％～0.01％、以及Bi：0％～0.01％，剩余部分为Fe和杂质；金属组织以体积％计含有10％～40％的奥氏体；所述奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％；所述金属组织中的用从测定的维氏硬度的最大值中减去最小值而得到的值表示的组织均匀性为30Hv以下；抗拉强度为900MPa～1800MPa。
(2)上述(1)记载的钢材中，所述化学组成以质量％计可以含有选自Ti：0.003％～1.0％、Nb：0.003％～1.0％、V：0.003％～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％及Ni：0.01～1.0％中的1种或2种以上。
(3)上述(1)或(2)记载的钢材中，所述化学组成以质量％计可以含有选自Ca：0.0003％～0.01％、Mg：0.0003％～0.01％、REM：0.0003％～0.01％、Zr：0.0003％～0.01％及B：0.0003％～0.01％中的1种或2种以上。
(4)上述(1)～(3)的任一项记载的钢材中，所述化学组成以质量％计可以含有Bi：0.0003％～0.01％。
(5)上述(1)～(4)的任一项记载的钢材中，所述化学组成以质量％计可以含有Mn：4.0％～8.0％。
(6)本发明的一方式所涉及的钢材的制造方法，其对具有(1)～(5)中任一项记载的化学组成、且具有原奥氏体的平均粒径为20μm以下且为马氏体单相的金属组织的原材料钢材实施热处理，所述热处理包括下述工序：将所述原材料钢材在大于等于670℃但低于780℃并且低于Ac3点的温度下保持5秒～120秒的保持工序；和接着所述保持工序，将所述原材料钢材以从所述温度区到150℃的平均冷却速度达到5℃/秒～500℃/秒的方式进行冷却的冷却工序。
发明效果
根据本发明，可制造尽管抗拉强度为900MPa以上的高强度、但延展性及冲击特性优异的超高强度钢材。本发明所涉及的超高强度钢材可在产业上、特别是汽车领域及能源领域、进而在建筑领域等中广泛使用。此外，抗拉强度如果变得过高，则有时低温韧性劣化，因此钢材的抗拉强度优选为1800MPa以下。
具体实施方式
以下，对本发明的一实施方式所涉及的钢材进行具体说明。
1.化学组成
本实施方式所涉及的钢材(延展性及冲击特性优异的超高强度钢材)的化学组成如下所述。如上所述，本实施方式中表示各元素的含量的“％”是质量％。
C：0.050％～0.40％
C是促进奥氏体的生成、有助于强度上升及延展性提高的元素。为了使钢材的抗拉强度为900MPa以上，使钢材的抗拉强度与延伸率的积的值(TS×EL)为24000MPa·％以上，将C含量的下限设为0.050％。将其他元素控制在适当的范围，同时将C含量设定为0.080％以上时，抗拉强度为1000MPa以上。因此，C含量优选设为0.080％以上。然而，C含量超过0.40％时，冲击特性劣化。因此，将C含量的上限设为0.40％。C含量的优选上限为0.25％。
Si：0.50％～3.0％
Si是促进奥氏体的生成、有助于延展性提高的元素。为了使钢材的抗拉强度与总延伸率的积的值为24000MPa·％以上，将Si含量的下限设为0.50％。将Si含量设为1.0％以上时，焊接性提高。因此，优选将Si含量的下限设为1.0％。然而，Si含量超过3.0％时，冲击特性劣化。因此，将Si含量的上限设为3.0％。
Mn：3.0％～8.0％
Mn是促进奥氏体的生成、有助于强度上升及延展性提高的元素。Mn含量设为3.0％以上时，由Mn微偏析导致的组织的不均匀性变小，奥氏体变得均匀地分散。其结果是，能够使钢材的抗拉强度为900MPa以上，进而使钢材的抗拉强度与总延伸率的积的值为24000MPa·％以上。因此，将Mn含量的下限设为3.0％。此外，C含量为0.40％以下时，如果将Mn含量设为4.0％以上，则奥氏体的稳定性增高，加工硬化持续，因此抗拉强度为1000MPa以上。因此，优选将Mn含量的下限设为4.0％。然而，Mn含量超过8.0％时，转炉中的精炼、铸造明显变得困难。因此，将Mn含量的上限设为8.0％。Mn含量的优选上限为6.5％。
P：0.05％以下
P是作为杂质而含有的元素。然而，由于也是有助于强度上升的元素，也可以积极地含有。但是，P含量超过0.05％时，铸造明显变得困难。因此，将P含量的上限设为0.05％。P含量的优选上限为0.02％。
P含量优选较低，因此P含量的下限为0％。但是，从制造成本等观点出发，P含量的下限设为0.003％也没关系。
S：0.01％以下
S是作为杂质含有、使钢材的冲击特性显著劣化的元素。因此，S含量的上限设为0.01％。S含量的优选上限为0.005％。进一步优选的上限为0.0015％。
S含量优选较低，因此S含量的下限为0％。但是，从制造成本等观点出发，S含量的下限设为0.0003％也没关系。
sol.Al：0.001％～3.0％
Al是具有对钢脱氧作用的元素。为了使钢材健全化，将sol.Al含量的下限设为0.001％。sol.Al含量的优选下限为0.010％。另一方面，sol.Al含量超过3.0％时，铸造明显变得困难。因此，将sol.Al含量的上限设为3.0％。sol.Al含量的优选上限为1.2％。此外，sol.Al含量表示钢材中的酸可溶性Al的含量。
N：0.01％以下
N是作为杂质含有、使钢材的耐时效性显著劣化的元素。因此，将N含量的上限设为0.01％。N含量的优选上限为0.006％，进一步优选的上限为0.003％。N含量优选较低，因此N含量的下限为0％。但是，从制造成本等观点出发，N含量的下限设为0.001％也没关系。
选自Ti：1.0％以下、Nb：1.0％以下、V：1.0％以下、Cr：1.0％以下、Mo：1.0％以下、Cu：1.0％以下及Ni：1.0％以下中的1种或2种以上
这些元素是用于稳定地确保钢材的强度的有效元素。因此，可以含有这些元素的1种或2种以上。但是，所有元素在其含量超过1.0％时，进行钢材的热加工变得困难。因此，在含有的情况下各元素的含量分别如前所述。这些元素不一定必须含有。因此，对含量的下限不必特别限制，它们的下限为0％。
此外，为了更确实地获得这些元素的效果，优选满足Ti：0.003％以上、Nb：0.003％以上、V：0.003％以上、Cr：0.01％以上、Mo：0.01％以上、Cu：0.01％以上及Ni：0.01％以上中的至少一者。
选自Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下、REM：0.01％以下、Zr：0.01％以下及B：0.01％以下中的1种或2种以上
这些元素是具有提高低温韧性的作用的元素。因此，可以含有这些元素的1种或2种以上。但是，所有元素在超过0.01％地含有时，钢材的表面性状劣化。因此，在含有的情况下各元素的含量分别如前所述。这些元素不一定必须含有。因此，对含量的下限不必特别限制，它们的下限为0％。
此外，为了更确实地获得这些元素的效果，优选将这些元素中至少一者的含量设为0.0003％以上。这里，REM指Sc、Y及镧系的合计17元素，所述REM的含量是指这些元素的合计含量。镧系元素的情况下，工业上以混合稀土金属(misch metal)的形式添加。
Bi：0.01％以下
Bi是降低Mn的偏析、缓和机械特性的各向异性的元素。因此，为了获得该效果可以含有Bi。但是，Bi含量超过0.01％时，进行钢材的热加工变得困难。因此，在含有的情况下将Bi含量的上限设为0.01％。Bi不一定必须含有。因此，对含量的下限不必特别限制，其下限为0％。
此外，为了更确实地获得含有Bi所带来的效果，优选将Bi含量设为0.0003％以上。
2.金属组织
本实施方式涉及的钢材具有上述化学组成，并且具有以体积％计含有10％～40％的奥氏体、所述奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％的金属组织。该金属组织通过对具有前述的化学组成的原材料钢材适用后述的制造方法能够获得。
奥氏体的体积率：10％～40％
在具有上述化学组成的钢材的金属组织中，奥氏体体积率为10％以上时，可同时获得900MPa以上的抗拉强度和优异的延展性。奥氏体体积率低于10％时，延展性提高不充分。因此，将本实施方式涉及的钢材的奥氏体体积率的下限设为10％。另一方面，奥氏体的体积率超过40％时，耐延迟破坏特性劣化。因此，将本实施方式涉及的钢材的奥氏体体积率的上限设为40％。
此外，为了确保900MPa以上的抗拉强度，作为奥氏体以外的剩余部分组织，优选为马氏体，优选不含铁素体。
奥氏体中的平均C浓度：0.30质量％～0.60质量％
具有上述化学组成的钢材的奥氏体中的平均C浓度为0.30质量％以上时，钢材的冲击特性提高。该平均C浓度低于0.30质量％时，冲击特性的提高变得不充分。因此，将本实施方式涉及的钢材的奥氏体中的平均C浓度的下限设为0.30质量％。另一方面，该平均C浓度超过0.60质量％时，伴随着TRIP现象生成的马氏体变得硬质，容易在其附近产生微裂纹，因此冲击特性劣化。因此，将本实施方式涉及的钢材的奥氏体中的平均C浓度的上限设为0.60质量％。
组织均匀性
在具有上述化学组成的钢材的金属组织中，用测定的维氏硬度的最小值与最大值的差(最大值-最小值)表示的组织均匀性为30Hv以下时，不均匀的变形受到抑制，可稳定地确保良好的延展性。因此，将本实施方式涉及的钢材的组织均匀性设为30Hv以下。维氏硬度的最大值与最小值的差优选较小，因此组织均匀性的下限为0。
此外，关于组织均匀性，使用维氏试验机，在1kg的载荷下测定5点的硬度，以此时的维氏硬度的最大值与最小值的差来求出。
3.制造方法
下面对本实施方式涉及的钢材的优选制造方法(本实施方式涉及的制造方法)进行说明。
如前所述，为了获得具有900MPa以上的抗拉强度、优异的延展性和冲击特性的超高强度钢材，对于热处理后的金属组织，以体积％计含有10％～40％的奥氏体、并且使奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％是重要的。这样的金属组织通过将具有上述范围的化学组成、具有原奥氏体的平均粒径为20μm以下且为马氏体单相的金属组织的钢材作为原材料(原材料钢材)使用并进行以下的热处理而得到。具体而言，通过将该原材料钢材在大于等于670℃且低于780℃并且低于Ac3点的温度区加热，在该温度区保持5秒～120秒(保持工序)，接着将所述原材料钢材以从所述温度区到150℃的平均冷却速度达到5℃/秒～500℃/秒的方式进行冷却(冷却工序)而得到。
此外，即使进行热处理，钢材的化学组成也不会变化。即，在热处理前的钢材(原材料钢材)与本实施方式涉及的钢材之间，化学组成不会变化。
供于热处理的钢材(原材料钢材、即热处理前的钢材)的金属组织
对于供于热处理的钢材，使用具有上述的化学组成、具有原奥氏体的平均粒径为20μm以下且为马氏体单相的金属组织的钢材。通过将具有这样的金属组织的钢材在后述的条件下热处理，可得到在维持抗拉强度为900MPa以上的高强度的同时、延展性和冲击特性优异的超高强度钢材。
供于热处理的钢材的组织不是马氏体单相的情况下，热处理中的奥氏体生长缓慢，因此热处理后的奥氏体体积率降低。另外，供于热处理的钢材的组织不是马氏体单相的情况下，热处理后的钢材的TS×EL降低，碰撞时发生早期断裂。
原奥氏体的平均粒径超过20μm时，反应初期，C向奥氏体中的不均匀分布变得明显，因此担心奥氏体中的平均C浓度超过0.60质量％。
具有上述金属组织的供于热处理的钢材(原材料钢材)例如可通过下述方法制造：将具有上述化学组成的钢坯等钢在850℃以下热加工，接着以20℃/秒以上的冷却速度快速冷却至室温，或在冷加工后加热到达到奥氏体单相的温度，以20℃/秒以上的冷却速度快速冷却至室温，由此制造。原奥氏体的平均粒径为20μm以下的话，可以将该钢材退火。
此外，为了进一步提高热处理后的钢材的组织均匀性，在钢坯的阶段，也可以在1150℃～1350℃保持0.5小时～10小时。
加热、保持条件(热处理条件)：在大于等于670℃但低于780℃并且低于Ac3点的温度区保持5秒～120秒
将具有原奥氏体的平均粒径为20μm以下且为马氏体单相的金属组织的原材料钢材在大于等于670℃但低于780℃、并且低于由下述式(1)规定的达到奥氏体单相的Ac3点(℃)的温度区加热，在该温度区保持5秒～120秒。
在此，Ac3点采用各元素的含量，通过以下的式(1)算出。
Ac3＝910-203×(C0.5)-15.2×Ni+44.7×Si+104×V+31.5×Mo-30×Mn-11×Cr-20×Cu+700×P+400×Al+50×Ti (1)
上述式中的各元素符号表示钢材的化学组成中的该元素的含量(单位：质量％)。
保持温度低于670℃时，热处理后的钢材中含有的奥氏体中的平均C浓度变得过大。其结果是，在热处理后的钢材中，不仅冲击特性劣化，确保900MPa以上的抗拉强度也变得困难。因此，将保持温度的下限设为670℃。另一方面，保持温度达到780℃以上或Ac3点以上时，热处理后的钢材中不含有适量的奥氏体，延展性显著劣化。因此，将保持温度设为低于780℃并且低于Ac3点。在此，所谓低于780℃并且低于Ac3点的温度，如果Ac3点低于780℃，则为低于Ac3点的温度，当Ac3点为780℃以上时，则为低于780℃的温度。
另一方面，保持时间低于5秒时，钢材中残留温度分布，稳定地确保热处理后的抗拉强度变得困难。因此，将保持时间的下限设为5秒。另一方面，保持时间超过120秒时，热处理后的钢材中含有的奥氏体中的平均C浓度变得过小，冲击特性劣化。因此，将保持时间的上限设为120秒。此外，在加热到大于等于670℃但低于780℃并且低于Ac3点，在该温度区保持5秒～120秒时，优选将平均加热速度设为0.2℃/秒～100℃/秒。平均加热速度比0.2℃/秒慢时，生产率降低。另一方面，在使用通常的炉的情况下，平均加热速度比100℃/秒快时，保持温度的控制变得困难。但是，在使用高频加热等时，即使在超过100℃/秒的升温速度下加热，也能够得到上述的效果。
从加热时的保持温度区到150℃的平均冷却速度(热处理条件)：5℃/秒～500℃/秒
在上述加热保持之后，接着，按照从加热保持温度区到150℃的平均冷却速度达到5℃/秒～500℃/秒的方式进行冷却。在上述平均冷却速度低于5℃/秒时，软质的铁素体或珠光体过度地生成，确保热处理后的钢材的900MPa以上的抗拉强度变得困难。因此，将上述平均冷却速度的下限设为5℃/秒。另一方面，在上述平均冷却速度超过500℃/秒时，容易发生烧裂。因此，将上述平均冷却速度的上限设为500℃/秒。此外，如果将直至150℃的平均冷却速度设为5℃/秒～500℃/秒，则150℃以下的冷却速度可以与上述范围相同，也可以不同。
根据上述本实施方式所涉及的制造方法，能够制造具有以体积％计含有10％～40％的奥氏体、上述奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％的金属组织、抗拉强度为900MPa以上、并且延展性与冲击特性优异的超高强度钢材。
实施例
将具有表1所示的化学组成和表2所示的金属组织的原材料钢材在表3所示的条件下供于热处理。
使用的原材料钢材通过将在实验室熔炼了的板坯进行热加工而制造。将该原材料钢材切断为厚度3mm、宽度100mm、长度200mm的尺寸，通过表3的条件加热、保持及冷却。将热电偶贴附在钢材表面，进行了热处理中的温度测定。表3所示的平均加热速度为从室温到加热温度的温度区的值，保持时间为保持在加热温度的时间，平均冷却速度为从保持温度到150℃的温度区的值。对于供于热处理的钢材的金属组织、热处理中得到的钢材的金属组织及机械性质，如接下来所说明的，通过金属组织观察、X射线衍射测定、拉伸试验及夏比试验进行了调查。以上的试验结果汇总示于表4中。
(供于热处理的钢材(原材料钢材)的金属组织)
对供于热处理的钢材的截面用电子显微镜观察及拍照，解析合计0.04mm2的区域，由此在鉴定金属组织的同时，测定了原奥氏体的平均粒径。原奥氏体的平均粒径通过测定得到的观察像中的平均切片长度、将该长度乘以1.78倍而获得。
观察位置为板厚的大致1/2的位置(1/2t的位置)且避开中心偏析部的位置。避开中心偏析部的理由如下所述。中心偏析部相对于钢材的代表性的金属组织，局部有时具有不同的金属组织。但是，中心偏析部相对于板厚整体是微小的区域，对钢材的特性几乎不产生影响。即，中心偏析部的金属组织不能说代表钢材的金属组织。因此，在金属组织的鉴定中，优选避开中心偏析部。
(热处理后的钢材中的奥氏体的体积率)
从热处理后的各钢材切取宽25mm、长25mm的试验片，对该试验片实施化学研磨减厚0.3mm，对化学研磨后的试验片的表面实施3次X射线衍射。对得到的图进行解析，分别进行平均来算出奥氏体的体积率。
(热处理后的钢材中的奥氏体中的平均C浓度)
对X射线衍射中得到的上述图进行解析，算出奥氏体的晶格常数(a：单位为)，基于下述(2)式，确定奥氏体中的平均C浓度(c：单位为质量％)。
c＝(a-3.572)/0.033 (2)
(组织均匀性)
使用维氏试验机，在1kg的载荷下测定5点的硬度，将维氏硬度的最大值与最小值的差作为组织均匀性进行了评价。
(拉伸试验)
从热处理后的各钢材采集厚2.0mm的JIS5号拉伸试验片，根据JIS Z2241进行拉伸试验，测定了TS(抗拉强度)及EL(总延伸率)。此外，由该TS和EL计算了TS×EL。
(冲击特性)
将热处理后的钢材按照厚度达到1.2mm的方式进行表背面研削，制作了V缺口试验片。将该试验片4片层叠螺旋夹持后，根据JIS Z2242供于夏比冲击试验。关于冲击特性，在0℃下的冲击值为20J/cm2以上时为良好，在其低于20J/cm2时为不良。
表1
(注)下划线表示在本发明的范围外。
表2
(注)下划线表示在本发明的范围外。
表3
(注)下划线表示在本发明的范围外。
表4
(注)下划线表示在本发明的范围外。
如表4所示，按照本发明的供试材No.1、3、4、8、10、12、14、18、20、23、24、26、27及28具有900MPa以上的抗拉强度，同时抗拉强度与总延伸率的积(TS×EL)的值为24000MPa·％以上，延展性优异。另外，0℃下的夏比试验的冲击值为20J/cm2以上，冲击特性也良好。特别是，供试材No.4、10、12、14、18、20、23、24、26、27及28的C含量和Mn含量处于优选范围内，抗拉强度为1000MPa以上，非常高。
此外，奥氏体以外的组织均为马氏体。
另一方面，供试材No.2的供于热处理的钢材的金属组织不适当，因此热处理后的奥氏体体积率低，延展性低。供试材No.5的供于热处理的钢材(原材料钢材)的原奥氏体粒径不适当，因此热处理后的钢材中奥氏体中的平均C浓度变高，冲击特性差。供试材No.6、22及25的化学组成不适当且延展性差，也不能得到目标抗拉强度。另外，22及25的组织均匀性也不能满足目标值。供试材No.7、11及17的化学组成不适当且冲击特性差。供试材No.9的热处理后的冷却速度过低，不能得到必要的抗拉强度。供试材No.13及15的热处理时的保持温度过高，不能得到所期望的组织，延展性差。供试材No.16的化学组成不适当且延展性差。供试材No.19的热处理时的保持温度过低，不能得到所期望的组织，因此冲击特性差，不能得到必要的抗拉强度。供试材No.21的热处理的保持时间过长，不能得到所期望的组织，因此冲击特性差。
产业上的可利用性
根据本发明，可制造尽管抗拉强度为900MPa以上的高强度、但延展性及冲击特性优异的超高强度钢材。本发明所涉及的超高强度钢材可在例如汽车领域及能源领域、进而在建筑领域中广泛使用，产业上的利用价值高。

Claims (3)

1.一种钢材，其特征在于，
化学组成以质量％计为：
C：0.050％～0.40％、
Si：0.50％～3.0％、
Mn：3.0％～8.0％、
sol.Al：0.001％～3.0％、
P：0.05％以下、
S：0.01％以下、
N：0.01％以下、
Ti：0％～1.0％、
Nb：0％～1.0％、
V：0％～1.0％、
Cr：0％～1.0％、
Mo：0％～1.0％、
Cu：0％～1.0％、
Ni：0％～1.0％、
Ca：0％～0.01％、
Mg：0％～0.01％、
REM：0％～0.01％、
Zr：0％～0.01％、
B：0％～0.01％、以及
Bi：0％～0.01％，
剩余部分为Fe和杂质，
金属组织以体积％计含有10％～40％的奥氏体；
所述奥氏体中的平均C浓度以质量％计为0.30％～0.60％；
所述金属组织中的用从测定的维氏硬度的最大值中减去最小值而得到的值表示的组织均匀性为30Hv以下；
抗拉强度为900MPa～1800MPa。
2.根据权利要求1所述的钢材，其特征在于，所述化学组成以质量％计含有选自Ti：0.003％～1.0％、Nb：0.003％～1.0％、V：0.003％～1.0％、Cr：0.01～1.0％、Mo：0.01～1.0％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～1.0％、Ca：0.0003％～0.01％、Mg：0.0003％～0.01％、REM：0.0003％～0.01％、Zr：0.0003％～0.01％、B：0.0003％～0.01％、Bi：0.0003％～0.01％及Mn：4.0％～8.0％中的1种或2种以上。
3.一种钢材的制造方法，其特征在于，其对具有权利要求1或2所述的化学组成、且具有原奥氏体的平均粒径为20μm以下且为马氏体单相的金属组织的原材料钢材实施热处理，
所述热处理包括下述工序：
将所述原材料钢材在大于等于670℃但低于780℃并且低于Ac3点的温度区下保持5秒～120秒的保持工序；和
接着所述保持工序，将所述原材料钢材以从所述温度区到150℃的平均冷却速度达到5℃/秒～500℃/秒的方式进行冷却的冷却工序。
CN201480072212.9A 2014-01-06 2014-01-06 钢材及其制造方法 Active CN105899699B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2014/050022 WO2015102050A1 (ja) 2014-01-06 2014-01-06 鋼材およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN105899699A CN105899699A (zh) 2016-08-24
CN105899699B true CN105899699B (zh) 2017-07-28

Family

ID=53493398

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201480072212.9A Active CN105899699B (zh) 2014-01-06 2014-01-06 钢材及其制造方法

Country Status (10)

Country Link
US (1) US10774405B2 (zh)
EP (1) EP3093358B1 (zh)
JP (1) JPWO2015102050A1 (zh)
KR (1) KR101821913B1 (zh)
CN (1) CN105899699B (zh)
BR (1) BR112016014435A2 (zh)
ES (1) ES2745428T3 (zh)
MX (1) MX2016008810A (zh)
PL (1) PL3093358T3 (zh)
WO (1) WO2015102050A1 (zh)

Families Citing this family (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101677396B1 (ko) 2015-11-02 2016-11-18 주식회사 포스코 성형성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101798771B1 (ko) 2016-06-21 2017-11-17 주식회사 포스코 항복강도가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
CN106244918B (zh) 2016-07-27 2018-04-27 宝山钢铁股份有限公司 一种1500MPa级高强塑积汽车用钢及其制造方法
WO2018055425A1 (en) * 2016-09-22 2018-03-29 Arcelormittal High strength and high formability steel sheet and manufacturing method
KR101858851B1 (ko) * 2016-12-16 2018-05-17 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 선재 및 그 제조방법
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
JP7406762B2 (ja) * 2018-02-20 2023-12-28 兵庫県公立大学法人 高強度・高延性微細マルテンサイト組織鋼材及びその製造方法

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法
CN102149840A (zh) * 2008-09-10 2011-08-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法

Family Cites Families (63)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
SE435527B (sv) 1973-11-06 1984-10-01 Plannja Ab Forfarande for framstellning av en detalj av herdat stal
US4854976A (en) 1988-07-13 1989-08-08 China Steel Corporation Method of producing a multi-phase structured cold rolled high-tensile steel sheet
JPH073328A (ja) * 1993-06-18 1995-01-06 Sumitomo Metal Ind Ltd 加工性に優れた高強度熱延鋼板の製造方法
JP3407562B2 (ja) 1996-09-20 2003-05-19 住友金属工業株式会社 高炭素薄鋼板の製造方法および部品の製造方法
EP1199375B1 (en) 2000-03-24 2004-06-02 JFE Steel Corporation Non-refined steel being reduced in anisotropy of material and excellent in strength, toughness and machinability
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
WO2003106723A1 (ja) 2002-06-14 2003-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2004269920A (ja) 2003-03-05 2004-09-30 Jfe Steel Kk スポット溶接性に優れた高延性高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4288138B2 (ja) 2003-11-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 熱間成形加工用鋼板
JP4673558B2 (ja) 2004-01-26 2011-04-20 新日本製鐵株式会社 生産性に優れた熱間プレス成形方法及び自動車用部材
JP4452157B2 (ja) 2004-02-06 2010-04-21 新日本製鐵株式会社 部材内の強度均一性に優れる６００〜１２００ＭＰａ級自動車用高強度部材およびその製造方法
JP4288216B2 (ja) 2004-09-06 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れたホットプレス用鋼板、自動車用部材及びその製造方法
JP4283757B2 (ja) * 2004-11-05 2009-06-24 株式会社神戸製鋼所 厚鋼板およびその製造方法
EP1767659A1 (fr) 2005-09-21 2007-03-28 ARCELOR France Procédé de fabrication d'une pièce en acier de microstructure multi-phasée
CN101484601B (zh) 2006-05-10 2012-07-25 住友金属工业株式会社 热挤压成形钢板构件及其制造方法
JP4732962B2 (ja) * 2006-06-09 2011-07-27 株式会社神戸製鋼所 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法
EP1867748A1 (fr) 2006-06-16 2007-12-19 Industeel Creusot Acier inoxydable duplex
AU2008241823B2 (en) 2007-04-18 2010-08-12 Nippon Steel Corporation Hot-worked steel material having excellent machinability and impact value
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
US8435363B2 (en) 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
WO2009090443A1 (en) 2008-01-15 2009-07-23 Arcelormittal France Process for manufacturing stamped products, and stamped products prepared from the same
JP5402007B2 (ja) * 2008-02-08 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5347392B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
JP5347395B2 (ja) 2008-09-12 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れたホットプレス部材、そのホットプレス部材用鋼板、およびそのホットプレス部材の製造方法
DE102008056844A1 (de) * 2008-11-12 2010-06-02 Voestalpine Stahl Gmbh Manganstahlband und Verfahren zur Herstellung desselben
ES2672070T3 (es) 2008-11-19 2018-06-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero y chapa de acero tratada superficialmente
JP5315956B2 (ja) 2008-11-28 2013-10-16 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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
JP5257062B2 (ja) 2008-12-25 2013-08-07 新日鐵住金株式会社 靭性及び耐水素脆化特性に優れた高強度ホットスタンピング成形品及びその製造方法
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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
EP2415891A4 (en) 2009-04-03 2014-11-19 Kobe Steel Ltd COLD-ROLLED STEEL PLATE AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
JP5779847B2 (ja) 2009-07-29 2015-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP4766186B2 (ja) 2009-08-21 2011-09-07 Ｊｆｅスチール株式会社 ホットプレス部材、ホットプレス部材用鋼板、ホットプレス部材の製造方法
BR112012018991B1 (pt) 2010-01-29 2018-03-06 Tata Steel Nederland Technology Bv Processo para o tratamento térmico de material de tira de metal
JP5589893B2 (ja) * 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5327106B2 (ja) 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
US20130095347A1 (en) * 2010-06-14 2013-04-18 Kaoru Kawasaki Hot-stamped steel, method of producing of steel sheet for hot stamping, and method of producing hot-stamped steel
KR20130036763A (ko) * 2010-08-12 2013-04-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 내충격성이 우수한 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5825119B2 (ja) 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5273324B1 (ja) 2011-07-29 2013-08-28 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2762582B1 (en) 2011-09-30 2019-03-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength galvannealed steel sheet of high bake hardenability, high-strength alloyed galvannealed steel sheet, and method for manufacturing same
WO2013061545A1 (ja) 2011-10-24 2013-05-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法
KR101382981B1 (ko) 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
CA2862829C (en) 2012-01-13 2017-09-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamped steel and method for producing hot stamped steel
US9976203B2 (en) 2012-01-19 2018-05-22 Arcelormittal Ultra fine-grained advanced high strength steel sheet having superior formability
KR20140103340A (ko) 2012-01-26 2014-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 열연 강판 및 그 제조 방법
JP5780171B2 (ja) * 2012-02-09 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
IN2014DN07404A (zh) * 2012-02-22 2015-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp
JP5860308B2 (ja) 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5756774B2 (ja) 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5585623B2 (ja) 2012-07-23 2014-09-10 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) * 2012-07-25 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼材およびその製造方法
JP5920118B2 (ja) 2012-08-31 2016-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US9458743B2 (en) 2013-07-31 2016-10-04 L.E. Jones Company Iron-based alloys and methods of making and use thereof
CN105518170A (zh) 2013-09-10 2016-04-20 株式会社神户制钢所 热压用钢板和冲压成形品、以及冲压成形品的制造方法
KR101827188B1 (ko) 2013-09-10 2018-02-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법
US20160222483A1 (en) 2013-09-10 2016-08-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Method for manufacturing press-molded article, and press-molded article
CA2931494C (en) 2013-11-29 2019-12-31 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot formed steel sheet component and method for producing the same as well as steel sheet for hot forming
US10344351B2 (en) 2013-12-20 2019-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, method of manufacturing the same, and steel sheet for hot pressing
WO2015097882A1 (ja) 2013-12-27 2015-07-02 新日鐵住金株式会社 熱間プレス鋼板部材、その製造方法及び熱間プレス用鋼板
EP3088547A4 (en) 2013-12-27 2017-07-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-pressed steel sheet member, production method for same, and hot-press steel sheet
EP3093360A4 (en) 2014-01-06 2018-03-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-formed member and process for manufacturing same
CN114438418A (zh) 2014-01-06 2022-05-06 日本制铁株式会社 热成形构件及其制造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN102149840A (zh) * 2008-09-10 2011-08-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN101638749A (zh) * 2009-08-12 2010-02-03 钢铁研究总院 一种低成本高强塑积汽车用钢及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
BR112016014435A2 (pt) 2017-08-08
WO2015102050A1 (ja) 2015-07-09
US10774405B2 (en) 2020-09-15
PL3093358T3 (pl) 2020-02-28
KR101821913B1 (ko) 2018-03-08
MX2016008810A (es) 2016-09-08
CN105899699A (zh) 2016-08-24
EP3093358B1 (en) 2019-08-14
JPWO2015102050A1 (ja) 2017-03-23
EP3093358A4 (en) 2017-07-26
EP3093358A1 (en) 2016-11-16
ES2745428T3 (es) 2020-03-02
KR20160095037A (ko) 2016-08-10
US20160333448A1 (en) 2016-11-17

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN105899699B (zh) 钢材及其制造方法
CN104204261B (zh) 高强度冷轧钢板和生产这种钢板的方法
JP6103165B1 (ja) 熱間プレス成形部材
CN106661703B (zh) 用于制造具有改进的强度、延展性和可成形性的高强度钢板的方法
JP6762798B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
RU2689573C2 (ru) Способ изготовления высокопрочного стального листа, обладающего улучшенными прочностью, формуемостью, и полученный лист
JP2017186647A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5857905B2 (ja) 鋼材およびその製造方法
JP6282577B2 (ja) 高強度高延性鋼板
CN106536776B (zh) 钢材及其制造方法
CN107580634A (zh) 扁钢产品及其生产方法
CN105874091A (zh) 热成形构件及其制造方法
CN105899700A (zh) 热成形构件及其制造方法
JP2005336526A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
CN113151735A (zh) 表现出良好延展性的高强度钢以及通过镀锌槽进行淬火和分配处理的制备方法
JP2020059881A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP2018095896A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6762797B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2021161478A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP2017106107A (ja) 溶接熱影響部の低温靭性劣化および溶接熱影響部の硬さを抑制した高降伏強度を有する非調質鋼板
JP2010159453A (ja) コイル内での強度ばらつきの小さい高強度冷延鋼板コイルおよびその製造方法
JP2020059880A (ja) 鋼材およびその製造方法
JP5446900B2 (ja) 高い焼付硬化性と優れた伸びフランジ性を有する高張力熱延鋼板およびその製造方法
JP2005120397A (ja) 絞り特性に優れた高強度鍛造部品
JP2019073763A (ja) 鋼加工部品の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant
CP01 Change in the name or title of a patent holder
CP01 Change in the name or title of a patent holder

Address after: Tokyo, Japan

Patentee after: Nippon Iron & Steel Corporation

Address before: Tokyo, Japan

Patentee before: Nippon Steel Corporation