RU2532563C2 - High-strength cold-rolled steel plate with excellent ability for deep drawing, and its manufacturing method - Google Patents
High-strength cold-rolled steel plate with excellent ability for deep drawing, and its manufacturing method Download PDFInfo
- Publication number
- RU2532563C2 RU2532563C2 RU2012147604/02A RU2012147604A RU2532563C2 RU 2532563 C2 RU2532563 C2 RU 2532563C2 RU 2012147604/02 A RU2012147604/02 A RU 2012147604/02A RU 2012147604 A RU2012147604 A RU 2012147604A RU 2532563 C2 RU2532563 C2 RU 2532563C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- rolled steel
- strength cold
- steel
- Prior art date
Links
Landscapes
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Abstract
Description
Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION
Настоящее изобретение относится к холоднокатаному стальному листу с пределом прочности не менее 440 МПа, с превосходной глубокой вытяжкой, подходящему в качестве материала транспортных механизмов, таких как автомобильные детали. Настоящее изобретение также относится к способу изготовления холоднокатаного стального листа. Следует отметить, что холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения включает стальной лист с покрытием, такой как оцинкованный стальной лист.The present invention relates to a cold rolled steel sheet with a tensile strength of at least 440 MPa, with excellent deep drawing, suitable as a material for transport mechanisms such as automobile parts. The present invention also relates to a method for manufacturing a cold rolled steel sheet. It should be noted that the cold rolled steel sheet of the present invention includes a coated steel sheet, such as a galvanized steel sheet.
Уровень техникиState of the art
Снижение веса автомобилей целенаправленно и постоянно продолжается для улучшения расхода топлива. С этой целью толщина стального листа для использования в автомобиле должна быть снижена, потому что снижение веса автомобиля может быть эффективно достигнуто за счет уменьшения толщины используемого стального листа. В этой связи было изучено применение высокопрочного стального листа с классом предела прочности 440 МПа для изготовления детали, для которой используют мягкую листовую сталь известного уровня техники, для поддержания достаточно высокой прочности детали при снижении ее толщины. Однако существует проблема, заключающаяся в том, что формуемость листовой стали ухудшается, когда прочность стального листа увеличивается. Из-за этой проблемы снижение веса стального листа путем повышения прочности стали не вполне удовлетворительное. Таким образом, для решения этой проблемы существует потребность в разработке высокопрочного стального листа, обладающего пределом прочности 440 МПа и хорошей формуемостью, эквивалентной формуемости листа из малоуглеродистой стали.Weight reduction is targeted and ongoing to improve fuel consumption. To this end, the thickness of the steel sheet for use in an automobile must be reduced because the reduction in the weight of the automobile can be effectively achieved by reducing the thickness of the used steel sheet. In this regard, we studied the use of high-strength steel sheet with a strength class of 440 MPa for the manufacture of parts using soft steel of the prior art to maintain a sufficiently high strength of the part while reducing its thickness. However, there is a problem in that the formability of sheet steel deteriorates when the strength of the steel sheet increases. Due to this problem, the reduction in the weight of the steel sheet by increasing the strength of the steel is not entirely satisfactory. Thus, to solve this problem, there is a need to develop a high-strength steel sheet having a tensile strength of 440 MPa and good formability, equivalent to the formability of a sheet of mild steel.
Тонкий стальной лист класса предела прочности 440 МПа и хорошей формуемостью обычно изготавливают, например, упрочнением растворенным Si и/или Mn или дисперсионным упрочнением Сu листа из низкоуглеродистой стали или IF стали. JP-B 07-056056, например, раскрывает способ повышения прочности стального листа с высокой r-величиной, путем регулирования состава стали до содержания в % масс. ≤ 0,01% С ≥ 0,8% Cu, чтобы получить выделения Сu после формирования микроструктуры с хорошей глубокой вытяжкой при рекристаллизации после холодной прокатки. Однако стальной лист, полученный способом JP-B 07-056056, подвержен образованию трещин во время процесса прокатки в связи с добавлением меди до сравнительно большого содержания, хотя стальной лист имеет хорошую r-величину. То есть, высокопрочный стальной с высокой r-величиной не может быть получен стабильно в промышленных масштабах в соответствии с JP-B 07-056056.A thin steel sheet with a tensile strength class of 440 MPa and good formability is usually made, for example, by hardening with dissolved Si and / or Mn or dispersion hardening Cu of a sheet of mild steel or IF steel. JP-B 07-056056, for example, discloses a method for increasing the strength of a steel sheet with a high r-value by adjusting the composition of the steel to a content in% by weight. ≤ 0.01% C ≥ 0.8% Cu to obtain Cu emissions after microstructure formation with good deep drawing during recrystallization after cold rolling. However, the steel sheet obtained by JP-B 07-056056 is susceptible to cracking during the rolling process due to the addition of copper to a relatively high content, although the steel sheet has a good r-value. That is, high-strength steel with a high r-value cannot be obtained stably on an industrial scale in accordance with JP-B 07-056056.
JP-B 3528716 раскрывает способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего отличную способность к штамповке, путем регулирования состава стали до содержания С, по меньшей мере, 0,0040-0,010% масс, Р, Mn и Nb, так чтобы отношение содержания C/Nb находилось в определенном диапазоне и контролированием диаметра зерна феррита 10 мкм или менее. Однако высокопрочный холоднокатаный стальной лист, полученный способом JP-B 3528716, обладает значительно сильной анизотропией r-величины из-за добавления относительно большого количества Nb и, следовательно, значительно большей неравномерностью толщины листа и изменением размера борта после штамповки, вызывая тем самым проблему, заключающуюся в том, что стальной лист трудно применить в конструктивных деталях современных автомобилей.JP-B 3528716 discloses a method for manufacturing a high strength cold rolled steel sheet having excellent stamping ability by adjusting the composition of the steel to a C content of at least 0.0040-0.010% by weight, P, Mn and Nb, so that the C / C ratio Nb was in a certain range and controlling the diameter of the ferrite grain was 10 μm or less. However, the high-strength cold-rolled steel sheet obtained by the method of JP-B 3528716 has a significantly strong anisotropy of the r-value due to the addition of a relatively large amount of Nb and, therefore, a significantly greater unevenness of the sheet thickness and a change in the size of the bead after stamping, thereby causing the problem in that the steel sheet is difficult to apply in the structural parts of modern cars.
Далее JP-B 3534023 раскрывает высокопрочный стальной лист класса предела прочности 440 МПа, изготавливаемый контролируемой регулировкой состава стали до содержания С, по меньшей мере, в диапазоне 0,0040-0,010% масс, Mn, Р и Nb, так чтобы NbC был диспергирован в большом количестве в каждом зерне феррита.Further, JP-B 3534023 discloses a high strength steel sheet with a tensile strength class of 440 MPa, manufactured by controlled adjustment of the steel composition to a C content of at least in the range of 0.0040-0.010% by weight, Mn, P and Nb, so that NbC is dispersed in a large number in each grain of ferrite.
Однако высокопрочный стальной лист, полученный способом JP-B 3534023, хотя и имеет улучшенную r-величину, проявляет сильную анизотропию в r-величине из-за добавления относительно большого количества Nb и тем самым существенно большую неравномерность толщины листа и изменение размера борта после штамповки, вызывая тем самым проблему, заключающуюся в том, что стальной лист трудно применить в конструктивных деталях современных автомобилей.However, the high-strength steel sheet obtained by the method of JP-B 3534023, although it has an improved r-value, exhibits strong anisotropy in the r-value due to the addition of a relatively large amount of Nb and thereby a significantly greater non-uniformity of the sheet thickness and a change in the side size after stamping, thereby causing the problem that the steel sheet is difficult to apply in the structural parts of modern cars.
Краткое изложение сущности изобретенияSummary of the invention
Проблемы, решаемые изобретениемProblems Solved by the Invention
Обычно способы, описанные выше, не позволяют получить высокопрочный стальной лист, имеющий класс предела прочности 440 МПа и превосходную глубокую вытяжку.Typically, the methods described above do not provide a high-strength steel sheet having a strength class of 440 MPa and excellent deep drawing.
Настоящее изобретение преимущественно направлено на решение вышеуказанных проблем известного уровня техники и его целью является создание холоднокатаного стального листа с настолько превосходной глубокой вытяжкой, что стальной лист может быть легко применим в современной штамповке, а также преимущественный способ изготовления холоднокатаного стального листа.The present invention is mainly aimed at solving the above problems of the prior art and its aim is to create a cold rolled steel sheet with such excellent deep drawing that the steel sheet can be easily applied in modern stamping, as well as an advantageous method of manufacturing a cold rolled steel sheet.
Пути решения проблемWays to solve problems
Улучшение r-величины (число Ланкфорда (Lankford)) тонкого стального листа является важным, потому что более высокая r-величина приводит к лучшей глубокой вытяжке стального листа. Однако, полагая, что r-величина стального листа увеличивается повышением анизотропии в плоскости свойств r-величины, стальной лист может подвергаться значительному изменению толщины листа в детали после современной штамповки, что приводит, в зависимости от положения изменения, к значительному различию в толщине листа в области борта и возможно образование трещин борта за счет этого изменения.Improving the r-value (Lankford number) of a thin steel sheet is important because a higher r-value leads to better deep drawing of the steel sheet. However, assuming that the r-value of the steel sheet is increased by increasing anisotropy in the plane of the r-value properties, the steel sheet can undergo a significant change in the sheet thickness in the part after modern stamping, which, depending on the change position, leads to a significant difference in the sheet thickness in side of the side and the formation of cracks in the side due to this change.
В связи с этим, авторы настоящего изобретения, выполнили глубокое исследование формирования микроструктуры после рекристаллизации и увеличения прочности, связанного с ним, для достижения относительно высокой r-величины при сохранении ее относительно низкой анизотропии.In this regard, the authors of the present invention, carried out an in-depth study of the formation of the microstructure after recrystallization and increase the strength associated with it, to achieve a relatively high r-value while maintaining its relatively low anisotropy.
В результате авторы установили, что: Ti и Nb должны быть добавлены только для получения стали, "свободной от трещин"; добавление слишком большого количества Si и Mn уменьшает r-величину и относительное удлинение; Si и Mn, как правило, притягиваются силовыми полями вокруг TiC и/или NbC, таким образом не позволяя достичь уровня эффекта упрочнения растворенным веществом, теоретически ожидаемого от Si и Mn; эффект упрочнения растворенным веществом Si и Mn может быть существенно улучшен без снижения r-величины и относительного удлинения оптимизацией содержания Si и Mn, и Cu и FeTiP, отличные от TiC и NbC, не уменьшают эффект упрочнения растворенным веществом Si и Mn.As a result, the authors found that: Ti and Nb should only be added to produce crack-free steel; adding too much Si and Mn reduces the r-magnitude and elongation; Si and Mn, as a rule, are attracted by force fields around TiC and / or NbC, thus not allowing to reach the level of the hardening effect of the dissolved substance, theoretically expected from Si and Mn; the hardening effect of the dissolved substance Si and Mn can be significantly improved without reducing the r-value and elongation by optimizing the contents of Si and Mn, and Cu and FeTiP, other than TiC and NbC, do not reduce the hardening effect of the dissolved substance Si and Mn.
Кроме того, авторы настоящего изобретения установили, что анизотропия r-величины (свойства) может быть уменьшена заданием аспектного отношения сторон зерна феррита, т.е. отношения длины зерна феррита в направлении прокатки к длине зерна феррита в направлении толщины листа, равным 2,5 или менее. Кроме того, авторы установили, что вышеуказанный положительный эффект, вызванный, в частности, заданием аспектного отношения сторон зерна феррита, становится более надежным и таким образом анизотропия r-величины дополнительно снижается, когда доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами, равная, по меньшей мере, 15°, составляет 50% и более по всей границе зерна феррита.In addition, the authors of the present invention found that the anisotropy of the r-value (property) can be reduced by setting the aspect ratio of the sides of the ferrite grain, i.e. the ratio of the ferrite grain length in the rolling direction to the ferrite grain length in the sheet thickness direction of 2.5 or less. In addition, the authors found that the above positive effect, caused, in particular, by setting the aspect ratio of the sides of the ferrite grain, becomes more reliable and thus the anisotropy of the r-value is further reduced when the fraction of a larger-angle grain boundary at which the disorientation of the crystals between two adjacent crystals equal to at least 15 ° is 50% or more along the entire boundary of the ferrite grain.
Настоящее изобретение было создано на основе вышеуказанных открытий и его основные признаки заключаются в следующем.The present invention was created on the basis of the above findings and its main features are as follows.
(1) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, состава, включающего в % масс, С: 0,005% или менее, Si: 0,1-0,8%, Mn 1,0-2,5%, Р: 0,1% или менее, S: 0,02% или менее, N: 0,01% или менее, Al: 0,1% или менее, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Ti: 0,005-0,05% и Nb: 0,01-0,08% и остальное состоит из Fe и случайных примесей, причем диаметр зерна феррита составляет, по меньшей мере, 7 мкм, отношение длины зерна феррита в направлении прокатки к длине зерна феррита в направлении толщины листа составляет 2,5 или менее, и доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами, равная, по меньшей мере, 15°, составляет 50% и более по всей границе зерна феррита.(1) High-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawing, composition comprising% by mass, C: 0.005% or less, Si: 0.1-0.8%, Mn 1.0-2.5%, P: 0 , 1% or less, S: 0.02% or less, N: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, at least one type of element selected from Ti: 0.005-0.05 % and Nb: 0.01-0.08% and the rest consists of Fe and random impurities, the ferrite grain diameter being at least 7 μm, the ratio of the ferrite grain length in the rolling direction to the ferrite grain length in the sheet thickness direction is 2.5 or less, and the proportion of the larger-angle grain boundary, p In which the disorientation of crystals between two neighboring crystals, equal to at least 15 °, is 50% or more along the entire grain boundary of ferrite.
(2) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1), в котором состав дополнительно содержит Cr: 0,3% масс или менее.(2) The high strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, indicated in (1), wherein the composition further comprises Cr: 0.3% by mass or less.
(3) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1) или (2), в котором состав дополнительно содержит В: 0,0025% масс, или менее.(3) A high strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, indicated in (1) or (2), wherein the composition further comprises B: 0.0025% by mass or less.
(4) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(3), в котором состав дополнительно содержит Cu: 0,3% масс или менее.(4) A high strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, referred to in (1) to (3), wherein the composition further comprises Cu: 0.3% by mass or less.
(5) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, вышеуказанный в (1)-(4), в котором состав дополнительно содержит, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Мо: 0,5% масс, или менее и Sb: 0,02% масс, или менее.(5) High strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, as described in (1) to (4) above, wherein the composition further comprises at least one type of element selected from Mo: 0.5% by mass or less and Sb : 0.02% of the mass, or less.
(6) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(5), в котором состав дополнительно содержит, по меньшей мере, один тип элемента, выбранного из Sn, Ni, Са, Mg, Со, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf, так что их общее содержание составляет 1% масс. или менее.(6) The high strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, specified in (1) to (5), in which the composition further comprises at least one type of element selected from Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf, so that their total content is 1% of the mass. or less.
(7) Высокопрочный холоднокатаный стальной лист с превосходной глубокой вытяжкой, указанный в (1)-(6), дополнительно содержащий слой покрытия на его обеих поверхностях.(7) The high strength cold rolled steel sheet with excellent deep drawing, referred to in (1) to (6), further comprising a coating layer on both of its surfaces.
(8) Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с превосходной глубокой вытяжкой, включающий получение стального материала, имеющего компонентный состав, указанный в любом вышеуказанном пункте (1)-(6), и горячую прокатку стального материала, включая чистовой прокатку, охлаждение, намотку, травление, холодную прокатку и отжиг для получения холоднокатаного стального листа, характеризующийся нагревом стального материала до горячей прокатки в диапазоне температур однофазного аустенита; завершением горячей прокатки при температуре чистовой прокатки, равной или выше 890°С, для получения горячекатаного стального листа; намотку горячекатаного стального листа при температуре 500-750°С, травление для удаления окалины с обеих поверхностей горячекатаного стального листа и холодную прокатку со степенью обжатия не менее 40% и отжиг холоднокатаного стального листа при температуре равной или выше 700°С.(8) A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawing, comprising obtaining a steel material having the component composition specified in any one of (1) to (6) above, and hot rolling the steel material, including finish rolling, cooling, winding, pickling, cold rolling and annealing to obtain a cold rolled steel sheet, characterized by heating the steel material to hot rolling in the temperature range of single-phase austenite; completion of hot rolling at a finish rolling temperature equal to or higher than 890 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet; winding a hot-rolled steel sheet at a temperature of 500-750 ° C, etching to remove scale from both surfaces of the hot-rolled steel sheet and cold rolling with a reduction ratio of at least 40% and annealing the cold-rolled steel sheet at a temperature equal to or higher than 700 ° C.
(9) Способ изготовления высокопрочного холоднокатаного стального листа с превосходной глубокой вытяжкой, указанного в (8), дополнительно включающий нанесение покрытия на стальной лист после отжига.(9) A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent deep drawing, indicated in (8), further comprising coating the steel sheet after annealing.
Эффект изобретенияEffect of the invention
В соответствии с настоящим изобретением можно получать холоднокатаный стальной лист с достаточно высоким пределом прочности, также как со значительно улучшенной глубокой вытяжкой и тем самым значительно улучшенной способностью к штамповке по сравнению с обычным холоднокатаным стальным листом, что дает значительный положительный эффект в промышленных условиях.In accordance with the present invention, it is possible to obtain a cold rolled steel sheet with a sufficiently high tensile strength, as well as with significantly improved deep drawing and thereby significantly improved stamping ability compared to conventional cold rolled steel sheet, which gives a significant positive effect in an industrial environment.
Предпочтительное осуществление изобретенияPreferred Embodiment
Осуществление настоящего изобретения будет подробно описано далее.The implementation of the present invention will be described in detail below.
Во-первых, будут описаны причины, по которым компонентный состав холоднокатаного стального листа должна быть ограничен вышеуказанными диапазонами. В настоящем изобретении, "%" представляет "% масс.", если не оговорено иное.Firstly, the reasons why the component composition of the cold rolled steel sheet should be limited to the above ranges will be described. In the present invention, “%” represents “% by mass.” Unless otherwise specified.
С: 0,005% или менееC: 0.005% or less
Углерод образует карбиды в стали и силовые поля вокруг карбида захватывают Si и Mn, уменьшая тем самым возможности упрочнения растворенными Si и Mn, и затрудняют получение стального листа с классом предела прочности 440 МПа. То есть, более высокое содержание углерода требует добавление большего количества Si и/или Mn, что уменьшает r-величину и ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, верхний предел содержания углерода в стали должен составлять 0,005% и предпочтительно 0,0035%.Carbon forms carbides in steel and the force fields around carbide capture Si and Mn, thereby reducing the hardenability of dissolved Si and Mn, and make it difficult to obtain a steel sheet with a strength class of 440 MPa. That is, a higher carbon content requires the addition of more Si and / or Mn, which reduces the r-value and degrades the deep drawing of the final steel sheet. Accordingly, the upper limit of the carbon content in the steel should be 0.005% and preferably 0.0035%.
Si: 0,1-0,8%Si: 0.1-0.8%
Кремний является элементом, упрочняющим в растворенном виде, и необходим для получения требуемой прочности стального листа настоящего изобретения. Нижний предел содержания кремния в стали составляет 0,1% Si, потому что содержание его в стали ниже 0,1% затрудняет получение стального листа класса предела прочности 440 МПа. Однако содержание Si в стали более 0,8% повышает твердость зерна феррита и ограничивает текстуру при обеспечении улучшенной r-величины, формируемую во время холодной прокатки, снижая тем самым, в конечном счете, r-величину конечного стального листа. Соответственно, верхний предел содержания кремния в стали составляет 0,8%, предпочтительно 0,6%.Silicon is a hardening element in dissolved form, and is necessary to obtain the required strength of the steel sheet of the present invention. The lower limit of the silicon content in steel is 0.1% Si, because its content in steel below 0.1% makes it difficult to obtain a steel sheet with a strength class of 440 MPa. However, the Si content in steel of more than 0.8% increases the hardness of the ferrite grain and limits the texture while providing improved r-values formed during cold rolling, thereby reducing, ultimately, the r-value of the final steel sheet. Accordingly, the upper limit of the silicon content in the steel is 0.8%, preferably 0.6%.
Mn: 1,0-2,5%Mn: 1.0-2.5%
Марганец, как и кремний, упрочняет в растворенном виде сталь и, следовательно, является элементом по существу необходимых для получения требуемой прочности конечного стального листа настоящего изобретения. Нижний предел содержания марганца в стали должен составлять 1,0%, потому что содержание марганца в стали ниже 1,0% затрудняет получение конечного стального листа класса предела прочности 440 МПа. Однако содержание Mn в стали более 2,5% повышает твердость зерна феррита и ограничивает текстуру при обеспечении улучшенной r-величины, формируемую во время холодной прокатки, снижая тем самым, в конечном счете, r-величину получаемого стального листа. Кроме того, содержание Mn в стали более 2,5% также приводит к сегрегации Mn, отрицательно влияющей на эффект улучшения r-величины настоящего изобретения. Соответственно, верхний предел содержания марганца в стали должен быть 2,5% и содержание Mn в стали предпочтительно составляет 1,3-2,0%.Manganese, like silicon, strengthens the dissolved steel and, therefore, is an element essentially necessary to obtain the required strength of the final steel sheet of the present invention. The lower limit of the manganese content in steel should be 1.0%, because the manganese content in steel below 1.0% makes it difficult to obtain a final steel sheet of strength class 440 MPa. However, the Mn content in steel of more than 2.5% increases the hardness of the ferrite grain and limits the texture while providing an improved r-value formed during cold rolling, thereby reducing, ultimately, the r-value of the resulting steel sheet. In addition, the Mn content in steel of more than 2.5% also leads to Mn segregation, which negatively affects the effect of improving the r-value of the present invention. Accordingly, the upper limit of the manganese content in the steel should be 2.5% and the Mn content in the steel is preferably 1.3-2.0%.
Р: 0,1% или менееP: 0.1% or less
Фосфор является элементом, упрочняющим в растворенном виде, и необходим для получения требуемой прочности стального листа настоящего изобретения.Phosphorus is an element, hardening in dissolved form, and is necessary to obtain the required strength of the steel sheet of the present invention.
Однако добавление фосфора в сталь так, чтобы его содержание в стали превышало 0,1%, вызывает сегрегацию фосфора на границах зерна феррита, облегчая тем самым хрупкое разрушение по границе зерна феррита. Соответственно, верхний предел содержания фосфора в стали должен быть 0,1%. Содержание фосфора в стали настоящего изобретения предпочтительно составляет 0,01-0,08%.However, the addition of phosphorus to the steel so that its content in steel exceeds 0.1% causes phosphorus segregation at the boundaries of the ferrite grain, thereby facilitating brittle fracture along the boundary of the ferrite grain. Accordingly, the upper limit of the phosphorus content in steel should be 0.1%. The phosphorus content in the steel of the present invention is preferably 0.01-0.08%.
S: 0,02% или менееS: 0.02% or less
Сера связывается с титаном с образованием TiS и Ti4C2S2. Соответственно, слишком большое содержание серы в стали приводит к чрезмерному образованию крупнозернистых TiS и Ti4C2S2 и их композитных выделений, что не позволяет текстуре повысить r-величину во время холодной прокатки. Содержание серы в стали, превышающее 0,02%, в частности, ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание серы в стали настоящего изобретения должно составлять 0,02% или менее, предпочтительно 0,015% или менее.Sulfur binds to titanium to form TiS and TifourC2S2. Accordingly, too much sulfur in the steel leads to excessive formation of coarse-grained TiS and TifourC2S2 and their composite precipitates, which does not allow the texture to increase the r-value during cold rolling. The sulfur content in steel in excess of 0.02%, in particular, impairs the deep drawing of the final steel sheet. Accordingly, the sulfur content in the steel of the present invention should be 0.02% or less, preferably 0.015% or less.
N: 0,01% или менееN: 0.01% or less
Азот образует крупнозернистый TiN и тем самым не позволяет текстуре повысить r-величину во время холодной прокатки. Содержание азота в стали, следовательно, должно быть снижено насколько возможно. Содержание азота в стали, превышающее 0,01%, в частности, повышение содержания TiN значительно ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание азота в стали должно составлять 0,01% или менее, предпочтительно 0,005% или менее.Nitrogen forms a coarse-grained TiN and thus does not allow the texture to increase the r-value during cold rolling. The nitrogen content in steel should therefore be reduced as much as possible. The nitrogen content in steel exceeding 0.01%, in particular, an increase in the TiN content significantly worsens the deep drawing of the final steel sheet. Accordingly, the nitrogen content in the steel should be 0.01% or less, preferably 0.005% or less.
Al: 0,1% или менееAl: 0.1% or less
Алюминий является элементом, действующим в качестве раскислителя. Содержание алюминия в стальном листе предпочтительно задают равным, по меньшей мере, 0,001% для обеспечения этого эффекта раскисления. Однако содержание Al в стали, превышающее 0,1%, увеличивает количество включений Al2O3 и ухудшает глубокую вытяжку конечного стального листа. Соответственно, содержание Al в стали задают равным 0,1% или менее.Aluminum is an element that acts as a deoxidizing agent. The aluminum content in the steel sheet is preferably set to at least 0.001% to provide this deoxidation effect. However, the Al content in steel exceeding 0.1% increases the number of Al 2 O 3 inclusions and worsens the deep drawing of the final steel sheet. Accordingly, the Al content in the steel is set to 0.1% or less.
Титан и ниобий являются важными элементами настоящего изобретения. Включение хотя бы одного из Ti и Nb оказывает положительный эффект на характеристики конечного стального листа.Titanium and niobium are important elements of the present invention. The inclusion of at least one of Ti and Nb has a positive effect on the characteristics of the final steel sheet.
Ti: 0,005-0,05%Ti: 0.005-0.05%
Титан фиксирует N, S и С в стальном листе, формируя их выделения, тем самым повышая r-величину конечного стального листа. Однако в случае, когда эти выделения являются мелкозернистыми из-за слишком больших количеств, глубокая вытяжка конечного стального листа ухудшается. В частности, содержание Ti в стали менее 0,005% вызывает недостаточный эффект фиксации N, S и С в виде выделений, что таким образом не повышает r-величину конечного стального листа. Содержание Ti в стали, превышающее 0,05%, увеличивает анизотропию в плоскости r-величины конечного стального листа, ухудшая таким образом глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, содержание Ti в стали должно составлять 0,005-0,05%.Titanium fixes N, S, and C in a steel sheet, forming their precipitates, thereby increasing the r-value of the final steel sheet. However, in the case where these precipitates are fine due to too much, the deep drawing of the final steel sheet is impaired. In particular, the Ti content in steel of less than 0.005% causes an insufficient effect of fixing N, S and C in the form of precipitates, which thus does not increase the r-value of the final steel sheet. The Ti content in steel in excess of 0.05% increases the anisotropy in the r-plane of the final steel sheet, thereby impairing the deep drawing of the steel sheet. Accordingly, the Ti content in the steel should be 0.005-0.05%.
Nb: от 0,01-0,08%Nb: from 0.01-0.08%
Ниобий, как титан, фиксирует С и N в стали в виде выделений, подобных NbC, Nb(C,N) и т.д., и поэтому предпочтительно добавляют в сталь. В случае, когда Ti не добавляется и содержание Nb в стали менее 0,01%, углерод не может быть полностью фиксирован в виде карбидов, ухудшая тем самым r-величину конечного стального листа. Однако содержание Nb, превышающее 0,08%, увеличивает анизотропию в плоскости r-величины конечного стального листа, ухудшая таким образом глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, содержание Nb в стали должно составлять 0,01-0,08%.Niobium, like titanium, fixes C and N in steel in the form of precipitates like NbC, Nb (C, N), etc., and therefore is preferably added to steel. In the case where Ti is not added and the Nb content in the steel is less than 0.01%, carbon cannot be completely fixed in the form of carbides, thereby deteriorating the r-value of the final steel sheet. However, an Nb content in excess of 0.08% increases the anisotropy in the r-plane of the final steel sheet, thereby impairing the deep drawing of the steel sheet. Accordingly, the Nb content in steel should be 0.01-0.08%.
В дополнение к основным компонентам, описанным выше, стальной лист настоящего изобретения при необходимости может дополнительно содержать соответствующее количество следующих элементов.In addition to the main components described above, the steel sheet of the present invention may optionally further comprise an appropriate amount of the following elements.
Cr: 0,3% или менееCr: 0.3% or less
Хром связан с С, N для повышения r-величины конечного стального листа, хотя сила связи Cr-C, N слабее силы связи Ti и Nb. Соответственно, хром может быть добавлен к стали так, чтобы его содержание не превышало 0,3%. Содержание хрома в стали составляет, по меньшей мере, 0,1% для получения вышеуказанного положительного эффекта Cr.Chromium is bonded to C, N to increase the r-value of the final steel sheet, although the bond strength of Cr-C, N is weaker than the bond strength of Ti and Nb. Accordingly, chromium can be added to steel so that its content does not exceed 0.3%. The chromium content in the steel is at least 0.1% to obtain the above positive effect of Cr.
В: 0,0025% или менееB: 0.0025% or less
Бор предпочтительно добавляют в сталь для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда содержание бора в стали превышает 0,0025%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания бора, когда добавлен бор, должна составлять 0,0025%.Boron is preferably added to steel to harden the cleaned grain boundaries as a result of the formation of Ti and / or Nb carbide and nitride. However, in the case where the boron content in the steel exceeds 0.0025%, the r-value of the final steel sheet deteriorates. Accordingly, the upper limit of boron content when boron is added should be 0.0025%.
Cu: 0,3% или менееCu: 0.3% or less
Медь способствует увеличению прочности стали посредством упрочнения растворенным веществом или дисперсионного упрочнения. Медь предпочтительно добавляют в сталь так, чтобы ее содержание составляло 0,3% или менее, потому что содержание меди в стали, превышающее 0,3%, делает сталь подверженной растрескиванию при прокатке.Copper helps to increase the strength of steel by hardening with a dissolved substance or dispersion hardening. Copper is preferably added to the steel so that its content is 0.3% or less, because the copper content in the steel in excess of 0.3% makes the steel susceptible to cracking during rolling.
Мо: 0,5% или менееMo: 0.5% or less
Молибден предпочтительно добавляют в сталь для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда содержание Мо в стали превышает 0,5%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания Мо, когда добавлен Мо, должна составлять 0,5%.Molybdenum is preferably added to steel to harden the cleaned grain boundaries as a result of the formation of Ti and / or Nb carbide and nitride. However, in the case where the content of Mo in the steel exceeds 0.5%, the r-value of the final steel sheet deteriorates. Accordingly, the upper limit of the Mo content when Mo is added should be 0.5%.
Sb: 0,02% или менееSb: 0.02% or less
Сурьма может быть добавлена к стали для упрочнения очищенных границ зерна в результате образования карбида и нитрида Ti и/или Nb. Однако в случае, когда Sb содержание в стали превышает 0,02%, r-величина конечного стального листа ухудшается. Соответственно, верхний предел содержания Sb, когда добавлена Sb, должен составлять 0,02%.Antimony can be added to steel to harden the cleaned grain boundaries as a result of the formation of Ti and / or Nb carbide and nitride. However, in the case where the Sb content in the steel exceeds 0.02%, the r-value of the final steel sheet deteriorates. Accordingly, the upper limit of the Sb content when Sb is added should be 0.02%.
По меньшей мере, один тип элементов, выбранных из группы, состоящей из Sn, Ni, Ca, Mg, Со, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf: в сумме 1% или менее.At least one type of element selected from the group consisting of Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf: in the amount of 1% or less.
Каждый из Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Та, РЗМ, V, Cs, Zr и Hf является полезным элементом в плане улучшения коррозионной стойкости. Однако в случае, когда общее содержание этих элементов в стали превышает 1%, ухудшается сгибаемость конечного стального листа. Таким образом, общее содержание этих элементов в стали устанавливается равным 1% или менее, предпочтительно 0,5% или менее, добавлен ли только один из этих элементов или добавлена комбинация элементов.Each of Sn, Ni, Ca, Mg, Co, As, W, Pb, Ta, REM, V, Cs, Zr and Hf is a useful element in terms of improving corrosion resistance. However, when the total content of these elements in the steel exceeds 1%, the bendability of the final steel sheet deteriorates. Thus, the total content of these elements in the steel is set to 1% or less, preferably 0.5% or less, only one of these elements is added or a combination of elements is added.
Компоненты стального листа настоящего изобретения, отличные от вышеописанных, являются Fe и случайными примесями.The components of the steel sheet of the present invention, other than those described above, are Fe and random impurities.
Диапазоны содержания компонентов стального листа настоящего изобретения были подробно описаны выше. Однако просто регулировка заданного состава в указанных диапазонах не является достаточной для достижения требуемого эффекта настоящего изобретения и критически важно контролировать диаметр зерна феррита, аспектное отношение сторон зерна феррита и долю большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита, так чтобы они удовлетворяли заданным условиям, соответственно.The ranges of component contents of the steel sheet of the present invention have been described in detail above. However, simply adjusting a predetermined composition in the indicated ranges is not sufficient to achieve the desired effect of the present invention, and it is critically important to control the ferrite grain diameter, aspect ratio of the ferrite grain sides and the proportion of the high-angle grain boundary along the entire ferrite grain boundary, so that they satisfy the given conditions, respectively.
Диаметр зерна феррита: по меньшей мере 7 мкм. Диаметр зерна феррита менее 7 мкм увеличивает анизотропию r-величины и ухудшает глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, диаметр зерна феррита настоящего изобретения должен быть, по меньшей мере, 7 мкм.Ferrite grain diameter: at least 7 microns. A ferrite grain diameter of less than 7 μm increases the anisotropy of the r-value and degrades the deep drawing of the steel sheet. Accordingly, the grain diameter of the ferrite of the present invention should be at least 7 μm.
"Диаметр зерна феррита" в настоящем изобретении определяется фотографированием микроструктуры стали с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и в направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линий; делением общей длины линий на количество точек пересечения для получения частного, представляющего длину линии на одно зерно феррита; умножением фактической длины линии, полученной таким образом, на одно зерно феррита, на 1,13; и рассматривая полученное значение как "диаметр зерна феррита".The "grain diameter of ferrite" in the present invention is determined by photographing the microstructure of the steel with a magnification of × 100; drawing ten lines in the direction of the sheet thickness and in the rolling direction, respectively, at intervals between lines of at least 100 microns (actual length); counting the number of points of intersection of grain boundaries and lines; dividing the total length of the lines by the number of intersection points to obtain a quotient representing the line length by one grain of ferrite; multiplying the actual length of the line thus obtained by one grain of ferrite by 1.13; and considering the obtained value as "the diameter of the grain of ferrite."
Аспектное отношение сторон зерна феррита: 2,5 или менееAspect ratio of the sides of the grain of ferrite: 2.5 or less
Аспектное отношение зерна феррита в настоящем изобретении должно быть 2,5 или менее. Аспектное отношение, превышающее 2,5, увеличивает анизотропию r-величины и ухудшает фактическую способность к штамповке конечного стального листа.The aspect ratio of the ferrite grain in the present invention should be 2.5 or less. An aspect ratio in excess of 2.5 increases the anisotropy of the r-value and degrades the actual stamping ability of the final steel sheet.
Способ измерения "аспектного отношения сторон зерна феррита" настоящего изобретения включает: фотографирование микроструктуры стали с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и в направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчет количества точек пересечения границ зерна и линиями, нанесенными в направлении прокатки; подсчет количества точек пересечения границ зерна и линий, нанесенных в направлении толщины листа, деление общей длины линий, нанесенных в направлении прокатки, на количество точек пересечения границ зерна в направлении прокатки для получения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита; деление общей длины линий, нанесенных в направлении толщины листа, на количество точек пересечения границ зерна и линий, нанесенных в направлении толщины листа, чтобы получить длину линии в направлении толщины листа на одно зерно феррита; расчет отношения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита на длину линии в направлении толщины листа на одно зерно феррита; и отношение таким образом, рассматривается как "отношение сторон зерна феррита".A method of measuring the “aspect ratio of the sides of a ferrite grain” of the present invention includes: photographing a microstructure of steel at a magnification of × 100; drawing ten lines in the direction of the sheet thickness and in the rolling direction, respectively, at intervals between lines of at least 100 microns (actual length); counting the number of points of intersection of grain boundaries and lines drawn in the rolling direction; counting the number of points of intersection of grain boundaries and lines plotted in the direction of sheet thickness, dividing the total length of the lines plotted in the rolling direction by the number of points of intersection of grain boundaries in the rolling direction to obtain the length of the line in the rolling direction per ferrite grain; dividing the total length of the lines drawn in the direction of the sheet thickness by the number of points of intersection of the grain boundaries and the lines drawn in the direction of the sheet thickness to obtain the line length in the direction of the sheet thickness by one grain of ferrite; calculating the ratio of the line length in the rolling direction per grain of ferrite per line length in the direction of the thickness of the sheet per grain of ferrite; and the ratio is thus regarded as the “aspect ratio of the ferrite grain”.
Доля большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита, при которой разориентация (угол) кристаллов между двумя соседними кристаллами и между границей зерна, составляющей, по меньшей мере 15°; по меньшей мере 50%.The fraction of a large-angle grain boundary along the entire grain boundary of ferrite, at which the disorientation (angle) of the crystals between two adjacent crystals and between the grain boundary, which is at least 15 °; at least 50%.
Разориентация (угол) кристаллов на границе зерна феррита имеет большое значение в настоящем изобретении. Низкоугловая граница зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами на границах зерна феррита составляет менее 15°, имеет относительно низкие характеристики, в качестве границы зерна и, как правило, деформируется в процессе формования подобно соседним зернам феррита, тем самым увеличивая анизотропию r-величины стального листа. В связи с этим, большая доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет 15°, должна быть увеличена с целью снижения анизотропии r-величины в настоящем изобретении. Соответственно, доля большеугловой границы зерна по всей границе зерна феррита должна быть, по меньшей мере, 50%, чтобы уменьшить анизотропию r-величину стального листа настоящего изобретения.The disorientation (angle) of crystals at the grain boundary of ferrite is of great importance in the present invention. The low-angle grain boundary, at which the crystal misorientation between two adjacent crystals at the ferrite grain boundaries is less than 15 °, has relatively low characteristics as a grain boundary and, as a rule, is deformed during molding like neighboring ferrite grains, thereby increasing the anisotropy r- steel sheet sizes. In this regard, a large proportion of the high-angle grain boundary, at which the crystal misorientation between two neighboring crystals is 15 °, should be increased in order to reduce the anisotropy of the r-value in the present invention. Accordingly, the proportion of the high-angle grain boundary along the entire grain boundary of the ferrite should be at least 50% in order to reduce the anisotropy of the r value of the steel sheet of the present invention.
Кроме того, холоднокатаный стальной лист настоящего изобретения может иметь слой покрытия (покрытие) на обеих поверхностях. Слой покрытия, сформированного на обеих поверхностях холоднокатаного стального листа, улучшает коррозионную стойкость стали. Примеры покрытия (пленка) включают горячее цинкование погружением, цинкование с отжигом, гальваническое покрытие, электролитическое покрытие Zn-Ni сплавом и т.п.In addition, the cold rolled steel sheet of the present invention may have a coating layer (coating) on both surfaces. A coating layer formed on both surfaces of a cold rolled steel sheet improves the corrosion resistance of the steel. Examples of the coating (film) include hot dip galvanizing, annealing galvanizing, electroplating, Zn-Ni electroplating, and the like.
Способ изготовления холоднокатаного стального листа настоящего изобретения будет описан ниже.A method of manufacturing a cold rolled steel sheet of the present invention will be described below.
В настоящем изобретении холоднокатаный стальной лист производят сначала приготовлением стального материала в виде сляба, полученного предпочтительно методом непрерывного литья; затем горячей прокаткой стального материала, охлаждением, намоткой, травлением, холодной прокаткой и отжигом в указанном порядке. Более конкретно, способ изготовления холоднокатаного стального листа настоящего изобретения обычно включает нагрев стального материала до диапазона температур однофазного аустенита перед горячей прокаткой; завершение горячей прокатки при температуре чистовой прокатки, равной или выше 890°С, для получения горячекатаного стального листа; намотку горячекатаного стального листа при температуре 500-750°С, травление для удаления окалины с обеих поверхностей горячекатаного стального листа и холодную прокатку со степенью обжатия не менее 40% для получения холоднокатаного стального листа; и отжиг холоднокатаного стального листа при температуре равной или выше 700°С.In the present invention, a cold-rolled steel sheet is first produced by preparing a steel material in the form of a slab, preferably obtained by continuous casting; then hot rolling of the steel material, cooling, winding, pickling, cold rolling and annealing in the indicated order. More specifically, a method of manufacturing a cold rolled steel sheet of the present invention typically involves heating the steel material to a temperature range of single phase austenite before hot rolling; completion of hot rolling at a finish rolling temperature equal to or higher than 890 ° C to obtain a hot-rolled steel sheet; winding a hot-rolled steel sheet at a temperature of 500-750 ° C, etching to remove scale from both surfaces of the hot-rolled steel sheet and cold rolling with a reduction ratio of at least 40% to obtain a cold-rolled steel sheet; and annealing the cold rolled steel sheet at a temperature equal to or higher than 700 ° C.
В способе изготовления настоящего изобретения, способ выплавки для получения стального материала особенно не ограничен, и любой известный способ выплавки, такой как индукционная печь, конвертор, электропечь и т.п. соответственно могут быть использованы. В равной степени способ литья особенно не ограничен. Непрерывная разливка может быть использована соответствующим образом. Что касается горячей прокатки сляба, может быть проведена горячая прокатка сляба или после повторного нагрева сляба в печи для нагрева слябов или после нагрева сляба в течение короткого периода в печи для нагрева слябов при температуре 1100°С или выше с целью термокомпенсации.In the manufacturing method of the present invention, the smelting method for producing steel material is not particularly limited, and any known smelting method, such as an induction furnace, a converter, an electric furnace, and the like. respectively can be used. Equally, the casting method is not particularly limited. Continuous casting can be used appropriately. Regarding the hot rolling of the slab, hot rolling of the slab can be carried out either after re-heating the slab in the slab heating furnace or after heating the slab for a short period in the slab heating furnace at a temperature of 1100 ° C or higher for thermal compensation.
Проводят горячую прокатку полученного таким образом стального материала. Горячая прокатка может включать черновую прокатку и чистовую прокатку или может состоять только из чистовой прокатки, исключая черновую прокатку.Hot rolling of the steel material thus obtained is carried out. Hot rolling may include rough rolling and finishing rolling, or may consist only of finishing rolling, excluding rough rolling.
Температура нагрева сляба: область температур, соответствующая однофазному аустенитуSlab heating temperature: temperature range corresponding to single-phase austenite
Сляб необходимо нагреть до температуры, соответствующей области однофазного аустенита (Ас3 точка или выше), потому что, когда температура нагрева сляба соответствует двухфазной области феррит-аустенит, т.е. ниже области однофазного аустенита, горячая прокатка в двухфазной области феррит-аустенит может привести к формированию микроструктуры со смешанным типом зерна и горячая прокатка в области феррита может приводить к неблагоприятному изменению текстуры стали.The slab must be heated to a temperature corresponding to the region of single-phase austenite (Ac 3 point or higher), because when the heating temperature of the slab corresponds to the two-phase region of ferrite-austenite, i.e. below the region of single-phase austenite, hot rolling in the two-phase region of ferrite-austenite can lead to the formation of a microstructure with a mixed type of grain and hot rolling in the region of ferrite can lead to an unfavorable change in the texture of steel.
Температура чистовой прокатки: 890°С и вышеFinish rolling temperature: 890 ° C and above
Температура чистовой прокатки ниже 890°С вызывает образование кристаллического зерна, вытянутого в направлении прокатки, снижая тем самым r-величину холоднокатаного стального листа. Соответственно, в настоящем изобретении температура чистовой прокатки задается равной 890°С или выше. Верхний предел температуры чистовой прокатки может составлять около 1000°С, что является достаточно высоким.The temperature of the finish rolling below 890 ° C causes the formation of crystalline grain, elongated in the rolling direction, thereby reducing the r-value of the cold-rolled steel sheet. Accordingly, in the present invention, the finish rolling temperature is set to 890 ° C. or higher. The upper limit of the finish rolling temperature can be about 1000 ° C, which is quite high.
Температура намотки: 500-750°СWinding temperature: 500-750 ° С
Температура намотки ниже 500°С нарушает равномерное осаждение выделений в горячекатаном стальном листе и вызывает более позднее осаждение выделений, но до перекристаллизации, когда стальной лист отжигают после холодной прокатки. Такое выделение, почти совпадающее с рекристаллизацией, подавляет равномерный рост рекристаллизованного зерна, давая кристаллическое зерно, вытянутое в направлении прокатки после перекристаллизации, увеличивая тем самым анизотропию в плоскости r-величину и ухудшая глубокую вытяжку холоднокатаного стального листа в качестве готового продукта. Таким образом, нижний предел температура намотки настоящего изобретения задается равной 500°С. С другой стороны, температура намотки более 750°С приводит к укрупненному и смешанному размеру зерна феррита на стадии горячей прокатки, уменьшая тем самым r-величину холоднокатаного стального листа в качестве готового продукта. В частности, когда температура намотки превышает 750°С, возможно укрупнение зерна феррита горячекатаного стального листа, такое укрупненное зерно феррита в горячекатаном стальном листе, как правило, вызывает выровненную ориентацию кристалла в микроструктуре после холодной прокатки и отжига, потому что ядра рекристаллизации, возникающие на той же границе зерна, как правило, имеют аналогичную ориентацию кристалла; следовательно, различие в ориентации кристалла между двумя соседними кристаллами уменьшается и доля низкоугольной границы зерна, при котором разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет менее 15°, увеличивается по всей границе зерна феррита. В связи с этими фактами, верхний предел температуры намотки составляет 750°С.The winding temperature below 500 ° C disrupts the uniform precipitation of precipitates in a hot-rolled steel sheet and causes a later precipitation of precipitates, but before recrystallization, when the steel sheet is annealed after cold rolling. This precipitation, which almost coincides with recrystallization, suppresses uniform growth of recrystallized grain, giving a crystalline grain elongated in the rolling direction after recrystallization, thereby increasing the anisotropy in the plane of r-magnitude and worsening the deep drawing of cold-rolled steel sheet as a finished product. Thus, the lower limit of the winding temperature of the present invention is set to 500 ° C. On the other hand, the winding temperature of more than 750 ° C leads to an enlarged and mixed grain size of the ferrite at the stage of hot rolling, thereby reducing the r-value of the cold-rolled steel sheet as a finished product. In particular, when the winding temperature exceeds 750 ° C, coarsening of the ferrite grain of a hot-rolled steel sheet is possible, such an enlarged ferrite grain in a hot-rolled steel sheet, as a rule, causes a aligned crystal orientation in the microstructure after cold rolling and annealing, because the recrystallization nuclei arising on the same grain boundaries, as a rule, have a similar crystal orientation; therefore, the difference in the orientation of the crystal between two neighboring crystals decreases and the fraction of the low-angle grain boundary, at which the crystal misorientation between two neighboring crystals is less than 15 °, increases along the entire grain boundary of the ferrite. In connection with these facts, the upper limit of the winding temperature is 750 ° C.
Степень обжатия при холодной прокатке: по меньшей мере 40% Cold rolling reduction ratio: at least 40%
Степень обжатия при холодной прокатке ниже 40% приводит к смешанной структуре зерна феррита, что нарушает равномерный рост текстуры для улучшения r-величины полученного стального листа и в конечном итоге ухудшает глубокую вытяжку стального листа. Кроме того, низкая степень обжатия при холодной прокатке приводит к недостаточному вращению кристалла в горячекатаном стальном листе при холодной прокатке, способствуя тем самым формированию зародышей перекристаллизации, имеющих сходную ориентацию в той же области при отжиге после холодной прокатки и, следовательно, увеличению доли малоугловых границ зерна, при которой разориентация кристаллов между двумя соседними кристаллами составляет менее 15° по всей границе зерна феррита. Соответственно, степень обжатия при холодной прокатке задается равной в настоящем изобретении, по меньшей мере, 40%. Верхний предел степень обжатия может составлять около 90%, что является достаточно высокой. The degree of compression during cold rolling below 40% leads to a mixed grain structure of ferrite, which violates the uniform growth of texture to improve the r-value of the obtained steel sheet and ultimately worsens the deep drawing of the steel sheet. In addition, the low degree of compression during cold rolling leads to insufficient rotation of the crystal in the hot-rolled steel sheet during cold rolling, thereby contributing to the formation of recrystallization nuclei having a similar orientation in the same region during annealing after cold rolling and, consequently, to an increase in the fraction of small angle grain boundaries in which the disorientation of the crystals between two neighboring crystals is less than 15 ° along the entire boundary of the ferrite grain. Accordingly, the degree of compression during cold rolling is set equal to in the present invention at least 40%. The upper limit the degree of compression can be about 90%, which is quite high.
Температура отжига: 700°С или вышеAnnealing temperature: 700 ° C or higher
Температура отжига ниже 700°С позволяет зерну феррита, вытянутого в направлении прокатки, оставаться в стальном листе, ухудшая тем самым глубокую вытяжку стального листа. Соответственно, температура отжига устанавливается равной 700°С, которая является достаточно высокой. Верхний предел температуры отжига может быть около 900°С.An annealing temperature below 700 ° C allows the ferrite grain extended in the rolling direction to remain in the steel sheet, thereby impairing the deep drawing of the steel sheet. Accordingly, the annealing temperature is set equal to 700 ° C, which is quite high. The upper limit of the annealing temperature may be about 900 ° C.
Проведение старения после отжига не оказывает отрицательного влияния на эффект настоящего изобретения и не вызывает никаких проблем. Поэтому состаренный стальной лист включен в объем притязаний настоящего изобретения.Carrying out aging after annealing does not adversely affect the effect of the present invention and does not cause any problems. Therefore, aged steel sheet is included in the scope of the claims of the present invention.
В настоящем изобретении слой покрытия может быть сформирован на обеих поверхностях холоднокатаного стального листа, как описано выше, нанесением покрытия на стальной лист. Примеры процесса покрытий включают: формирование электролитического цинкового покрытия на обеих поверхностях стального листа, горячим цинкованием стального листа погружением; и формированием отожженного цинкового покрытия на обе поверхности стального листа, проведением горячего цинкования погружением стального листа и затем процесса отжига. Процесс цинкования и процесс отжига могут быть осуществлены на одной линии.In the present invention, a coating layer can be formed on both surfaces of a cold rolled steel sheet, as described above, by coating the steel sheet. Examples of the coating process include: forming an electrolytic zinc coating on both surfaces of the steel sheet, hot dip galvanizing the steel sheet; and forming an annealed zinc coating on both surfaces of the steel sheet, conducting hot dip galvanizing by immersion of the steel sheet, and then an annealing process. The galvanizing process and the annealing process can be carried out on the same line.
ПримерыExamples
Далее настоящее изобретение будет описано более подробно на примерах и сравнительных примерах. Проводят непрерывную разливку расплавленных образцов стали, с соответствующими компонентами композиции, представленными в таблице 1, для получения слябов (стальных материалов), каждого толщиной 280 мм.The present invention will now be described in more detail by way of examples and comparative examples. Continuous casting of molten steel samples is carried out, with the corresponding components of the composition shown in table 1, to obtain slabs (steel materials), each 280 mm thick.
Каждый из слябов, полученных таким образом, нагревают до температуры нагрева сляба, соответствующей области однофазного аустенита, равной или выше точки Ас3, представленной в таблице 1, проводят чистовую прокатку при температуре чистовой прокатки, приведенной в таблице 2, и затем проводят намотку при температуре намотки, представленной в таблице 2, при этом получают горячекатаный стальной лист с толщиной листа 2,8 мм.Each of the slabs thus obtained is heated to a slab heating temperature corresponding to a region of single-phase austenite equal to or higher than the Ac 3 point shown in Table 1, finish rolling is carried out at the finish rolling temperature shown in Table 2, and then winding at a temperature windings are presented in table 2, while receiving a hot-rolled steel sheet with a sheet thickness of 2.8 mm
Проводят травление горячекатаного стального листа для удаления окалины с обеих поверхностей стального листа, холодную прокатку со степенью обжатия, приведенной в таблице 2, и отжиг в таком порядке, получая таким образец холоднокатаного стального листа.Hot-rolled steel sheet is etched to remove scale from both surfaces of the steel sheet, cold rolled with the reduction ratio shown in Table 2, and annealed in this order to obtain a sample of cold-rolled steel sheet.
Некоторые образцы холоднокатаного стального листа, полученные таким образом, дополнительно цинкуют погружением каждого стального листа в ванну цинкования (0,1% Al-Zn) при 490°С, так чтобы слой покрытия был сформирован цинкованием на обеих поверхностях стального листа 45 г/м2 на поверхность и затем проведением процесса легирования стального листа при 530°С.Some samples of cold-rolled steel sheet thus obtained are further galvanized by immersion of each steel sheet in a galvanizing bath (0.1% Al-Zn) at 490 ° C, so that the coating layer is formed by galvanizing on both surfaces of the steel sheet 45 g / m 2 to the surface and then carrying out the alloying process of the steel sheet at 530 ° C.
Отбирают образец каждого из холоднокатаных стальных листов, полученных таким образом. Определяют микроструктуру образцов и анализируют их механические свойства.A sample of each of the cold rolled steel sheets obtained in this way is taken. The microstructure of the samples is determined and their mechanical properties are analyzed.
(1) Определение микроструктуры(1) Determination of microstructure
Поперечное сечение в направлении толщины листа вырезают параллельно направлению прокатки, испытуемого образца каждого холоднокатаного стального листа зеркально полируют и проводят травление раствором ниталя, так чтобы зерно феррита выходило на поверхность.A cross section in the direction of the thickness of the sheet is cut parallel to the direction of rolling, the test sample of each cold rolled steel sheet is mirror polished and etched with a nital solution so that the ferrite grain comes to the surface.
"Диаметр зерна феррита" определяют: фотографированием микроструктуры зерна феррита, видимого на поверхности, с увеличением ×100; нанесением десяти линий в направлении толщины листа и направлении прокатки, соответственно, с интервалами между линиями, по меньшей мере, 100 микрон (фактическая длина); подсчетом количества точек пересечения границ зерен и линий; делением общей длины линий на количество точек пересечения для получения частного, представляющего длину линии на одно зерно феррита; и умножением фактической длины линии на одно зерно феррита, на 1,13 для расчета "ASTM диаметр зерна феррита". Диаметр зерна феррита образцов, рассчитанный таким образом, представлен в таблице 3."Ferrite grain diameter" is determined by: photographing the microstructure of the ferrite grain visible on the surface, with an increase of × 100; drawing ten lines in the direction of the sheet thickness and the rolling direction, respectively, at intervals between lines of at least 100 microns (actual length); counting the number of points of intersection of grain boundaries and lines; dividing the total length of the lines by the number of intersection points to obtain a quotient representing the line length by one grain of ferrite; and multiplying the actual line length by one ferrite grain, by 1.13 to calculate the "ASTM ferrite grain diameter". The grain diameter of the ferrite samples, calculated in this way, are presented in table 3.
Кроме того, определяют отношение длины линии зерна феррита в направлении прокатки к длине линии зерна феррита в направлении толщины листа, на основе линий, нанесенных в виде сетки, как описано выше: подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линиями, нанесенными в направлении прокатки; подсчетом количества точек пересечения границ зерна и линий, нанесенными в направлении толщины листа, делением общей длины линий, нанесенных в направлении прокатки на количество точек пересечения в направлении прокатки, для получения длины линии в направлении прокатки на одно зерно феррита; делением общей длины линий, нанесенных в направлении толщины листа на количество точек пересечения в направлении толщины листа, для получения длины линий в направлении толщины листа на одно зерно феррита; расчетом отношения длины линий в направлении прокатки на одно зерно феррита к длине линий в направлении толщины листа на одно зерно феррита; и представлением отношения, рассчитанного таким образом, как "Отношение сторон зерна феррита".In addition, the ratio of the length of the line of grain of ferrite in the rolling direction to the length of the line of grain of ferrite in the direction of sheet thickness is determined based on the lines drawn in the form of a grid, as described above: by counting the number of points of intersection of grain boundaries and the lines drawn in the rolling direction; counting the number of intersection points of grain boundaries and lines plotted in the direction of sheet thickness, dividing the total length of the lines plotted in the rolling direction by the number of intersection points in the rolling direction, to obtain the length of the line in the rolling direction per ferrite grain; dividing the total length of the lines drawn in the direction of the sheet thickness by the number of intersection points in the direction of the sheet thickness to obtain the length of the lines in the direction of the sheet thickness by one grain of ferrite; calculating the ratio of the line length in the rolling direction per ferrite grain to the line length in the direction of the sheet thickness per ferrite grain; and a representation of a ratio calculated in such a way as “The aspect ratio of the ferrite grain”.
Кроме того, ориентацию кристаллов в 3000 зерен феррита, видимых на поперечном сечении, определяют EBSD (дифракция обратного рассеяния электронов) и соответственно определяют разориентацию кристаллов между двумя соседними кристаллами и границу зерна между ними. Длину границ зерна, в каждой из которых разориентация кристалла составляет 15°С или более, делят на общую длину границ зерна и отношение (%), полученное таким образом, рассматривается как доля большеугловой границы зерна.In addition, the orientation of the crystals of 3000 grains of ferrite visible in the cross section is determined by EBSD (electron backscattering diffraction) and, accordingly, the disorientation of the crystals between two neighboring crystals and the grain boundary between them are determined. The length of the grain boundaries, in each of which the crystal misorientation is 15 ° C or more, is divided by the total length of the grain boundaries and the ratio (%) thus obtained is considered as a fraction of the larger-angle grain boundary.
(2) Испытание на растяжение(2) Tensile Test
Проводят JIS No 5 испытание на растяжение образцов (JIS Z 2201), при котором направление растяжения совпадает с направлением, параллельным направлению прокатки, каждого образца холоднокатаного стального листа, полученного как описано выше. Испытание на растяжение образцов проводят в соответствии с предписаниями JIS Z 2241 испытания на растяжение для определения предела прочности (TS) и относительного удлинения (EL) образца. Результаты измерений представлены в таблице 3.JIS No. 5 conducts a tensile test of the samples (JIS Z 2201), in which the direction of tension coincides with the direction parallel to the direction of rolling of each sample of cold-rolled steel sheet obtained as described above. The tensile test of the samples is carried out in accordance with the requirements of JIS Z 2241 tensile test to determine the tensile strength (TS) and elongation (EL) of the sample. The measurement results are presented in table 3.
В отношении предела прочности, TS равный или превышающий 440 МПа, оценивают как удовлетворительный.With regard to tensile strength, TS equal to or greater than 440 MPa, assessed as satisfactory.
(3) Измерение r-величин(3) Measurement of r-values
Проводят JIS №5 испытание на растяжение образцов каждого из холоднокатаного стального листа так, чтобы направление растяжения образцов совпадало с направлением прокатки (0°), диагональном направлении (45°) и перпендикулярном направлении (90°) соответственно. Каждый из образцов затем подвергают предварительной деформации: 12% и определяют толщину листа, ширину листа, и их r-величины. Рассчитывают средние r-величины и Δr в соответствии с расчетными формулами, представленными ниже. Результаты расчетов приведены в таблице 3.JIS No. 5 conducts a tensile test of samples of each of the cold rolled steel sheet so that the direction of tension of the samples coincides with the rolling direction (0 °), diagonal direction (45 °) and perpendicular direction (90 °), respectively. Each of the samples is then subjected to preliminary deformation: 12% and determine the thickness of the sheet, the width of the sheet, and their r-values. Calculate the average r-values and Δr in accordance with the calculation formulas presented below. The calculation results are shown in table 3.
R - величина, по меньшей мере, 1,5 и Δr равное 0,8 или менее представляют превосходную глубокую вытяжку, соответственно.R is a value of at least 1.5 and Δr equal to 0.8 or less represent excellent deep drawing, respectively.
r=(r0+2r45+r90)/4r = (r 0 + 2r 45 + r 90 ) / 4
Δr=(r0+r90)/2-r45Δr = (r 0 + r 90 ) / 2-r45
Из результатов, представленных в таблице 3, очевидно, что все образцы стального листа примеров в соответствии с настоящим изобретением демонстрируют хорошие результаты для каждого из механических свойств. Напротив, образцы стального листа сравнительных примеров не достигают требуемого эффекта, по меньшей мере, в случае одного из механических свойств.From the results presented in table 3, it is obvious that all samples of the steel sheet of the examples in accordance with the present invention demonstrate good results for each of the mechanical properties. On the contrary, the steel sheet samples of the comparative examples do not achieve the desired effect, at least in the case of one of the mechanical properties.
Промышленная применимостьIndustrial applicability
В соответствии с настоящим изобретением, можно создать холоднокатаный стальной лист с достаточно высоким пределом прочности, также как со значительно улучшенной глубокой вытяжкой и тем самым значительно улучшенной способностью к штамповке по сравнению с обычным холоднокатаным стальным листом, что приводит к значительному положительному эффекту в промышленных условиях.In accordance with the present invention, it is possible to create a cold rolled steel sheet with a sufficiently high tensile strength, as well as with significantly improved deep drawing and thereby significantly improved stamping ability compared to conventional cold rolled steel sheet, which leads to a significant positive effect in an industrial environment.
Claims (16)
С 0,005 или менее
Si 0,1-0,8
Mn 1,0-2,5
Р 0,1 или менее
S 0,02 или менее
N 0,0035 или менее
Al 0,1 или менее
по меньшей мере один тип элемента, выбранного из Ti 0,005-0,05 и Nb 0,01-0,08, и
Fe и случайные примеси остальное,
причем диаметр зерна феррита составляет по меньшей мере 7 мкм, отношение длины зерна феррита в направлении прокатки к длине зерна феррита в направлении толщины листа составляет 2,5 или менее, доля большеугловой границы зерна, при которой разориентация кристалла между двумя соседними кристаллами и границей между ними, равная по меньшей мере 15°, составляет 50% и более по всей границе зерна феррита, и r-величина составляет по меньшей мере 1,5.1. High-strength cold-rolled steel sheet having a composition comprising, in wt.%:
C 0.005 or less
Si 0.1-0.8
Mn 1.0-2.5
P 0.1 or less
S 0.02 or less
N, 0.0035 or less
Al 0.1 or less
at least one type of element selected from Ti 0.005-0.05 and Nb 0.01-0.08, and
Fe and random impurities rest,
moreover, the grain diameter of the ferrite is at least 7 μm, the ratio of the length of the grain of the ferrite in the rolling direction to the length of the grain of the ferrite in the direction of the sheet thickness is 2.5 or less, the fraction of the high-angle grain boundary at which the crystal is disoriented between two adjacent crystals and the boundary between them equal to at least 15 ° is 50% or more along the entire grain boundary of the ferrite, and the r-value is at least 1.5.
нагрев стального материала проводят в области температур однофазного аустенита до горячей прокатки;
горячую прокатку завершают при температуре чистовой прокатки, равной или выше 890°С, для получения горячекатаного стального листа;
намотку горячекатаного стального листа проводят при температуре намотки 500-750°С, травление осуществляют для удаления окалины на обеих поверхностях горячекатаного стального листа, холодную прокатку ведут со степенью обжатия, по меньшей мере, 40%, и
отжиг холоднокатаного стального листа проводят при температуре равной или выше 700°С.15. A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet, comprising manufacturing a steel material with the composition specified in any one of claims 1 to 10, hot rolling the steel material, including finish rolling, cooling, winding, pickling, cold rolling and annealing to obtain cold rolled steel sheet, characterized in that
heating of the steel material is carried out in the temperature range of single-phase austenite before hot rolling;
hot rolling is completed at a finish rolling temperature equal to or higher than 890 ° C. to obtain a hot-rolled steel sheet;
the winding of the hot rolled steel sheet is carried out at a winding temperature of 500-750 ° C, etching is carried out to remove scale on both surfaces of the hot rolled steel sheet, cold rolling is carried out with a reduction ratio of at least 40%, and
annealing of cold-rolled steel sheet is carried out at a temperature equal to or higher than 700 ° C.
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2012152840A JP2014015651A (en) | 2012-07-06 | 2012-07-06 | High strength cold rolled steel sheet having excellent deep drawability and method for producing the same |
| JP2012-152840 | 2012-07-06 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2012147604A RU2012147604A (en) | 2014-05-20 |
| RU2532563C2 true RU2532563C2 (en) | 2014-11-10 |
Family
ID=50110598
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2012147604/02A RU2532563C2 (en) | 2012-07-06 | 2012-11-08 | High-strength cold-rolled steel plate with excellent ability for deep drawing, and its manufacturing method |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2014015651A (en) |
| BR (1) | BR102012028655A2 (en) |
| MY (1) | MY177135A (en) |
| RU (1) | RU2532563C2 (en) |
| ZA (1) | ZA201208371B (en) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| MX2020008963A (en) * | 2018-02-28 | 2020-10-05 | Jfe Steel Corp | Cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same. |
| CN111945055B (en) * | 2020-07-20 | 2021-12-31 | 安徽环渤湾高速钢轧辊有限公司 | Boron-added high-speed steel roll collar and preparation method thereof |
| KR102485003B1 (en) * | 2020-12-11 | 2023-01-05 | 주식회사 포스코 | High strength plated steel sheet having excellent formability and surface property, and manufacturing method for the same |
| KR102484978B1 (en) * | 2020-12-11 | 2023-01-05 | 주식회사 포스코 | High strength galvannealed steel sheet having excellent powdering resistance and manufacturing method for the same |
| KR102451002B1 (en) * | 2020-12-15 | 2022-10-11 | 주식회사 포스코 | Plated steel sheet having excellent strength, formability and surface property and method for manufacturing the same |
Citations (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1291447A1 (en) * | 2000-05-31 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
| EP1571229A1 (en) * | 2000-02-29 | 2005-09-07 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| RU2313583C2 (en) * | 2006-01-24 | 2007-12-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for producing of cold-rolled steel for cold pressing |
| RU2313582C2 (en) * | 2006-01-24 | 2007-12-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for producing of hot-rolled steel for cold pressing |
-
2012
- 2012-07-06 JP JP2012152840A patent/JP2014015651A/en active Pending
- 2012-11-07 ZA ZA2012/08371A patent/ZA201208371B/en unknown
- 2012-11-08 BR BR102012028655A patent/BR102012028655A2/en active Search and Examination
- 2012-11-08 RU RU2012147604/02A patent/RU2532563C2/en not_active IP Right Cessation
- 2012-11-09 MY MYPI2012004889A patent/MY177135A/en unknown
Patent Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| EP1571229A1 (en) * | 2000-02-29 | 2005-09-07 | JFE Steel Corporation | High tensile strength cold rolled steel sheet having excellent strain age hardening characteristics and the production thereof |
| EP1193322B1 (en) * | 2000-02-29 | 2006-07-05 | JFE Steel Corporation | High tensile cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties |
| EP1291447A1 (en) * | 2000-05-31 | 2003-03-12 | Kawasaki Steel Corporation | Cold-rolled steel sheet having excellent strain aging hardening properties and method for producing the same |
| RU2313583C2 (en) * | 2006-01-24 | 2007-12-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for producing of cold-rolled steel for cold pressing |
| RU2313582C2 (en) * | 2006-01-24 | 2007-12-27 | Открытое акционерное общество "Северсталь" | Method for producing of hot-rolled steel for cold pressing |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| BR102012028655A2 (en) | 2014-12-16 |
| RU2012147604A (en) | 2014-05-20 |
| JP2014015651A (en) | 2014-01-30 |
| ZA201208371B (en) | 2013-07-31 |
| MY177135A (en) | 2020-09-07 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6052472B2 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof | |
| JP6409917B2 (en) | Manufacturing method of hot-rolled steel sheet and manufacturing method of cold-rolled full hard steel sheet | |
| JP6729835B1 (en) | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same | |
| JP5413546B2 (en) | High strength thin steel sheet and method for producing the same | |
| JP6503584B2 (en) | Method of manufacturing hot rolled steel sheet, method of manufacturing cold rolled full hard steel sheet, and method of manufacturing heat treated sheet | |
| EP2453032A1 (en) | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor | |
| EP2980245B1 (en) | High-strength alloyed molten-zinc-plated steel sheet and method for manufacturing same | |
| WO2013118679A1 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and process for manufacturing same | |
| RU2530212C2 (en) | High-strength cold-rolled steel sheet and steel sheet with coating that features excellent thermal hardenability and mouldability and method of their production | |
| RU2532563C2 (en) | High-strength cold-rolled steel plate with excellent ability for deep drawing, and its manufacturing method | |
| WO2017033222A1 (en) | Steel sheet | |
| JP6384623B2 (en) | High strength steel plate and manufacturing method thereof | |
| JP6409916B2 (en) | Manufacturing method of hot-rolled steel sheet and manufacturing method of cold-rolled full hard steel sheet | |
| WO2016157257A1 (en) | High-strength steel sheet and production method therefor | |
| EP2980239B1 (en) | High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for manufacturing same | |
| JP6947327B2 (en) | High-strength steel sheets, high-strength members and their manufacturing methods | |
| JP2013209725A (en) | Cold rolled steel sheet excellent in bendability and manufacturing method thereof | |
| RU2524030C2 (en) | Steel sheet and coated steel sheet of perfect formability and method of its production | |
| JP2005036272A (en) | Strain age hardening type steel excellent in cold non-aging property and burring workability, and its production method |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20201109 |