TW200912005A - High strength steel sheet having excellent stretch-flange formability and fatigue property, and method for refining molten steel thereof - Google Patents
High strength steel sheet having excellent stretch-flange formability and fatigue property, and method for refining molten steel thereof Download PDFInfo
- Publication number
- TW200912005A TW200912005A TW97115260A TW97115260A TW200912005A TW 200912005 A TW200912005 A TW 200912005A TW 97115260 A TW97115260 A TW 97115260A TW 97115260 A TW97115260 A TW 97115260A TW 200912005 A TW200912005 A TW 200912005A
- Authority
- TW
- Taiwan
- Prior art keywords
- inclusions
- less
- steel sheet
- acid
- soluble
- Prior art date
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
- C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing 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
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
- C21D8/0226—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
- C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
- C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
- C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
- C21D8/0426—Hot rolling
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- 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
- 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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
-
- 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
- C22C38/04—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
- C22C38/12—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
- 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
- C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
-
- 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 Sheet Steel (AREA)
- Treatment Of Steel In Its Molten State (AREA)
Description
200912005 九、發明說明: 【發明所屬之技術領域3 發明領域 本發明係關於一種適用於運輸機器之車輪零件等之高 5 強度鋼板,係關於一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度 鋼板及其熔鋼之熔製方法。 L先前技術;1 發明背景 從汽車之安全性提升及與環境保護有關之燃料效率提 ίο 升之觀點,對汽車用熱軋鋼板之高強度輕量化之要求曰益 提高。汽車用零件中,特別是稱為車輪系統之輪框類及搖 臂類等之質量,由於佔車體整體質量之比例很高,故藉由 將用於此等部位之素材高強度化,而使其薄壁化,可實現 其輕量化。又,由對行駛中之振動之而于久性之觀點,用於 15 該車輪系統之材料係要求高疲勞特性,廣泛使用高強度鋼 板。其中,從價格之優越性等,主要使用熱軋鋼板。 其中,能兼具高強度、優良加工性及成形性之鋼板, 已知有複合肥粒鐵相及麻田散鐵相之低降伏比DP鋼板、及 複合肥粒鐵相及(殘留)沃斯田鐵相之TRIP鋼板。然而,此 20 等之鋼板,雖然高強度且加工性及延性優異,但擴孔性、 即延展凸緣性不算優異,於車輪零件等要求延展凸緣成形 性之構造用零件中,一般使用延性方面稍差之變韌鐵系之 鋼板。 DP鋼板等之複合組織鋼板,其延展凸緣性差之原因之 200912005 -,認為係由於其係軟f的肥粒鐵相與硬㈣麻田散鐵相 之複合體,故擴孔加工時應力集中於兩相之交界部’無法 跟隨變形而易成為破斷之起點所故。 為克服此種問題,有人提出以DP鋼板為基礎,以兼具 5機械強度特性、及疲勞特性與擴孔性(加工性)為目的之幾種 鋼板。其中之-係藉由微細分散粒子之應力緩和為目的之 技術。例如,於日本特開平U_19997M#。公報中,提出一種 於肥粒鐵相及麻田散鐵相之複合組織鋼板(D p鋼板)中析出 微細之Cu或分散固溶體之鋼板。於此專利文獻丨之揭示技術 10中’發現固溶Cu或單獨以Cu構成之粒子尺寸為2nm以下之
Cu析出物對於&升疲勞特性非常有效且亦無損力口工性, 對各種成分之組成比加以限定。 其中之二係藉由減小複合相之強度差而使應力緩和為 目的之技術。(例如參照曰本特開2〇〇1_2〇〇331號公報)。於 15此專利文獻2之揭示技術中,藉由盡可能地低c化而使主相 成為變動鐵組織,且以適當的體積比率含有固溶強化或析 出強化之肥粒鐵組織,以縮小此等肥粒鐵與變韌鐵之硬度 差’進而避免生成粗大之碳化物等為主旨。 【發明内容】 20 發明揭示 然而’上述曰本特開平11 -199973號公報所揭示之於Dp 鋼板中析出微細之Cu或分散固溶體之鋼板,雖然確實顯示 局之疲勞強度,但無法確認顯著地提升延展凸緣性。又, 上述日本特開2001-200331號公報中所揭示之鋼板組織為 6 200912005 變勒鐵相主體,以抑制粗大碳化物之生成之高強度熱札鋼 板,雖然確貫顯示優異之延展凸緣性,但與含有Cu之DP鋼 板相比,其疲勞特性未必優異。又,僅抑制粗大碳化物之 生成,於進行嚴格之擴孔加工時無法防止龜裂之產生。根 5據本發明者們之研究,可知此等之原因係在於存在鋼板中 之以MnS為主體之經延伸之硫化物系夾雜物。 即,受到反覆變形時,表層或其附近所存在之經延伸 之粗大的MnS系夾雜物之周邊產生内部缺陷,藉由龜裂之 傳播而使疲勞特性劣化,同時由於易成為擴孔加工時之產 10生破裂之起點,故成為降低延展凸緣性之主要原因。又, 可知藉由同時提高酸可溶Ti,因固溶Ti或Ti之碳氮化物之效 果而可使結晶粒微細化,可兼具高疲勞特性及優異之延展 凸緣性。 因此’期望一面提高酸可溶Ti,盡可能地不使鋼中之 15 MnS系夾雜物延伸地進行微細球狀化。 然而’ Μη係與c及Si—同為有效有助於材料之高強度 化之元素’於高強度鋼板中為確保強度,一般將Μη之濃度 設定為高’進而於通常之製鋼步驟之處理中,S濃度亦包含 50ppm左右。因此’於鋼胚中通常存在MnS。又,同時提高 20可溶性丁丨時,析出粗大之TiS或部分與MnS化合,析出 (Mn,Ti)S。鋼胚被熱軋及冷軋時,由於該他8系夾雜物容易 變形’故成為經延伸之MnS系夾雜物,其成為使疲勞特性 及延展凸緣性(擴孔加工性)降低之原因。然而,至今尚未看見 以控制MnS系夾雜物之析出及變形為觀點而提出延展凸緣性 7 200912005 及疲勞特性佳之高強度鋼板及其熔鋼之溶製方法之例。 因此,本發明係鑑於上述問題點而提出者,其目的在 於提供-種延展凸雜及疲㈣性佳之高強度鋼板及其溶 鋼之熔製方法,其係於鋼胚中析出微細之、 (Mn’Ti)S’進而作為於壓延時不受變形,不易 起點之微細球狀夾雜物而分散於鋼板中,藉此提升延展凸 緣性及疲勞特性。 < 為解決如上述之問題點,本發明者係針對於鋼胚中析 出微細之MnS、TiS、(Mn,Ti)S(為求方便,本發明中將歸、 10 TiS、(Mn,Ti)S之三個爽雜物稱為祕系夹雜物),進而作為 於壓延時不受變形,不易成為破裂產生起點之微細球狀爽 雜物而分散於鋼板中,以提升延展凸緣性之方法及不使疲 勞特性劣化之添加元素之解明為中心進行銳意研究。其結 果發現,由於於藉由添加Ce、^脫氧所生成之微細且硬 15質之Ce氧化物、La氧化物、氧硫化飾、氧硫化鋼上析出 MnS、TiS、(Mn,Ti)S,於壓延時此析出之腐、招、(Mn那 亦不易產生變形’故於鋼板中,延伸之粗大的窥明顯減 少,於反覆變形時或擴孔加工時,此等祕系夹雜物不易 成為產生破裂之起點或龜裂傳播之路徑,此與上述之提升 2〇耐疲勞性等有關。又,為成為微細之氧化物、MnS系夾雜 物,首先以Si進行脫氧,接著抓進行脫氧,最後藉由添加 〜La進行脫氧;發現成為墙段之順序脫氧錢各階段所 生成之氧化物微細化有關,故為有效。 再者,亦觀察到TiN係於微細且硬質之以氧化物' ^ 8 200912005 氧化物、氧硫化錦、氧硫化鑭上與MnS系夹雜物一同複合 析出之例,但由於確認對延展凸緣性及疲勞特性幾乎沒有 影響’故TiN並非MnS系夾雜物之對象。 本發明之延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板之要 5 旨如下所述。 ⑴一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 量%計,含有:c..0.03〜0.20%、Si:〇〇8〜l5%Mn: 1.0〜3.0%、P : 0.05%以下、s : 〇 〇〇〇5%以上酸可溶Ti : 0.008〜0.20%、N ·· 〇._5〜〇·〇1%、酸可制·· 〇 〇1%以下、 1〇 Ce或La之1種或2種之合計:0·_5〜〇 〇4%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中所存在之圓當量直 徑1 # m以上之夾雜物且長徑/短徑為5以上之延伸夾雜物之 個數比例係20%以下。 (2) —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 15 量%計,含有:C : 〇·03〜〇·2〇%、^ : 〇 〇8〜i 5%、Mn : 1.0〜3.0%、Ρ : 0.05%以下、S : 0.0005%以上、酸可溶Ti : 0.008〜0.20%、N : 0.0005〜0.01%、酸可溶Ai: 〇 〇1%以下、 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜〇 〇4%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中,於由Ce、La之1 20種或2種構成之氧化物、或於其中含有Si、Ti之1種或2種之 氧化物或硫氧化物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或 2種以上之夾雜物,以個數比例計包含1〇%以上。 (3) —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 量%計,含有:C : 0.03〜0.20%、Si : 0.08〜1.5%、Μη : 200912005 1.0〜3·0%、P : 0.05%以下、S : 0.0005%以上、酸可溶Ti : 0.008〜0.20%、N: 0.0005〜0.01 %、酸可溶A1: 0.01 %以下、 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中所存在之圓當量直 5 徑1 // m以上之夾雜物且長徑/短徑為5以上之延伸夾雜物之 體積個數密度係Ι.ΟχΙΟ4個/mm3以下。 (4) 一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 量%計,含有:C : 0_03〜0.20%、Si : 0.08〜1.5%、Μη : 1.0〜3.0%、Ρ : 0.05%以下、S : 0.0005%以上、酸可溶Ti : 10 0.008〜0.20%、N: 0.0005〜0.01%、酸可溶A1: 0.01%以下、
Ce或La之1種或2種之合計:0·0005〜0.04%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中,於由Ce、La之1 種或2種構成之氧化物、或於其中含有Si、Ti之1種或2種之 氧化物或硫氧化物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或 15 2種以上之夾雜物之體積個數密度係Ι.ΟχΙΟ3個/mm3以上。 (5) —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 量%計,含有:C : 0.03〜0.20%、Si : 0_08〜1.5%、Μη : 1.0〜3.0%、Ρ : 0.05%以下、S : 0.0005%以上、酸可溶Ti : 0.008〜0.20%、N: 0.0005〜0.01 %、酸可溶A1: 0.01 %以下、 20 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中所存在之圓當量直 徑1 // m以上之夾雜物且長徑/短徑為5以上之延伸夾雜物之 平均圓當量直徑係10 // m以下。 (6) —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 10 200912005 量%計,含有:C : 0.03〜0.20%、Si : 0.08〜1.5%、Μη : 1.0〜3.0%、Ρ : 0.05%以下、s : 0.0005%以上、酸可溶Ti : 0.008〜0.20%、N: 0.0005〜〇.〇1〇/0、酸可溶A1: 0.01%以下、 Ce或La之1種或2種之合計:〇_〇〇〇5〜0.04%,剩餘部份由鐵 5及不可避免之雜質構成,且於該鋼板中存在於由Ce、La之1 種或2種構成之氧化物、或於其中含有si、Ti之1種或2種之 氧化物或硫氡化物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或 2種以上之夾雜物,於該夾雜物中以平均組成計含有〜 95質量%之〇6或1^之1種或2種之合計。 1〇 ⑺如第⑴項〜第⑹項中任-項之延展凸緣性及疲勞 特性佳之高強度鋼板,其中以質量%計,(Ce+La)/s_〇 i 〜70。
W一峡展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質 量 % 計,含有:C:〇.〇3 〜〇.2〇%'Si:〇〇8 〜HI 15
20 1.0〜3.0%、P : 0.05%以下、§ . η ΠΛΛπη/ r s · 0.0005%以上、酸可溶τι : 0.008〜0.20%、N : 0.0005〜〇 01 〇/ μ 1 々 A, υ·υΐ/°、酸可溶Al: 〇.〇ι〇/0以下、
Ce或La之1種或2種之合計:〇 nnn< Τ 〇.0005〜〇·〇4%,剩餘部份由鐵 及不可避免之雜質構成,且於兮細』 ,丄 且於5亥鋼板之組織中之結晶之平 均粒徑係10 以下。 (9)如第(1)項〜第(8)項中任_ 項之延展凸緣性及疲勞 特性佳之高強度鋼板,其係以質量%計,含有:灿:〇〇ι ^〇.l〇%^V:O.OWO.〇5〇/o,Cr:〇〇1^〇6^M〇;〇〇i 〜0.4%、B : 0.0003〜〇.〇〇3〇乂、r . 剛/。、Ca : 0·0001 〜〇種 或2種以上。 11 200912005 (ίο)—種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板用熔 鋼之熔製方法,其特徵在於:於製鋼中之精鍊步驟中,以 質量%計,於經處理成P係0.05%以下、S係0.0005%以上之 熔鋼中,以成為C係0.03〜0.20%、Si係0.08〜1.5%、Μη係 5 1.0〜3.0%、Ν係0.0005〜0.01%之方式進行添加或調整,之 後,實質上不添加Α1而添加Ti,之後添加Ce或La之1種或2 種,使酸可溶Ti係0.008〜0.20%、Ce或La之1種或2種之合 計係0.0005〜0.04%。 (11)如第(10)項之延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度 10 鋼板用熔鋼之熔製方法,其中於前述精鍊步驟中,於添加 Ce或La之1種或2種之前,以質量%計,更以成為Nb係0.01 〜0·10%、V係 0.01 〜0.05%、Cr係 0.01 〜0.6%、Mo係 0.01 〜0.4%、B係0.0003〜0.003%、Ca係0.0001 〜0.004%中之一 種或二種以上之方式進行添加。 15 附帶一提,本發明中之所謂高強度鋼板,係包含通常 之熱軋•冷軋鋼板直接裸板使用、或實施鍍敷、塗裝等表 面處理後使用之情形。 C實施方式3 用以實施發明之最佳形態 20 以下,作為用以實施本發明之較佳形態,就延展凸緣 性及疲勞特性佳之高強度鋼板進行詳細説明。以下,組成 中之質量%係單純地記載為%。 首先,就終完成本發明之實驗進行説明。 本發明者係對含有C : 0.06%、Si : 0.7%、Μη : 1.4%、 12 200912005 :請%以下、S:G顧、N:_%,且剩餘部份係Fe 匕鋼使用各種%素進行脫氧,製 Μώι^ ^ 尾將所獲得之鋼塊 …軋後,成為3咖之熱軋她。將此等製造之純鋼板進 订拉伸雜、祕試驗及疲勞試驗,㈣戦鋼板中 雜物個數密度、形態及平均組成。 其結果,可知幾乎WA1職,添加Si後添加Tl,進行 約2分鐘左右麟後,進而之後至少添加〜以,藉由珊 奴之順序脫氧後之鋼板係延展凸緣性及疲勞特性最優異。 其理由係,由於於藉由添加Ce、LK脫氧所生成之微細且 1〇硬質之^氧化物、U氧化物、氧硫化鈽、氧硫化鋼上析出 ㈣、TlS、(Mn,邱之MnS系夾雜物,於壓延時此析出之 MnS系夾雜物亦不易產生變形,故於鋼板中,延伸之粗大 的祕系夾雜物明顯減少。又,鋼板組織之晶粒亦變得微 細。其結果,於反覆變形時或擴孔加工時,此等歸系爽 15雜物不易成為產生破裂之起點或龜裂傳播之路徑,此與上 述之提升耐疲勞性等有關。 再者’ Ce氧化物、La氧化物、硫氧化鈽及硫氧化鑭微 細化之原因係,之後添加U將最初⑽脫氧而线之⑽ 系夾雜物還原分解,生成微細之Tl氧化物,之後進而〜 2〇 La還原分解’形成微細之以氧化物、&氧化物、硫氧化飾 及琉氧化鑭,進而由於所生成之Ce氧化物、La氧化物、硫 氧化鋪及硫氧化_本身與炫鋼之界面能量為低,故生成後 之凝集合體亦受到抑制。 根據由鱗實驗之檢討所得狀發現,本發明者如以下 13 200912005 所說明地騎鋼板之化學成分·之檢討,終完成本發明。 以下,就於本發明中限定化學成分之理由進行説明。 c : 〇.〇3〜0.20% C係控制鋼之淬火性及強度之最基本的元素,對提高淬 5火硬化層之硬度及深度,提升疲勞強度為有效。即 係為確保鋼板強度之必須元素,為得到高強度鋼板,至少 必須0.03%。然而,此㈣剩地含有超過請%時,加工性 及溶接性劣化。為達成必要之強度、魏加H溶接性, 於本發明中,將c濃度設定為0_20%以下。 0 Si:〇.〇8〜i.5〇/0 15 20
Sl係主要的脫以素之―,具有於淬火加熱時使沃斯 田鐵之核生成位置數增加’抑制沃斯田鐵之晶粒成長同 時使淬火硬化層之粒徑微細化之魏。舰由於抑制碳化 物生成’抑财化物所造成之晶界強度降低,同時對變勃 鐵組織之生成亦為有效,故係無大幅損及延展,提升強度, 以低降伏比改善擴孔性之重要元素。為使熔鋼中之熔存氧 ,農度降低’-度生成Sl〇2^失雜物(用以使之後添加之^將 該Si〇2系夹雜物還原分解,生成微細之Ti氧化物,之後進 而藉由Ce、U還原,使爽雜物微細化),故必須添力撕。 以上之Si。因此’於本發明中’ Si之下限為_%。相對於 此’S1之濃度過高時,由料雜物中之卿濃度變高,易生 成大型祕物差,表械碳及表面瑕 巍增加,故㈣特性反而變差。此外,補地添加Si時, 會對溶接性及職帶來不良影響。因此,於本發明中,S1 14 200912005 之上限為1.5%。 : ΙΟ〜3.0% 、11係於製鋼階段之脫氧上有用之元素,係與匸、Si_ 同為對鋼如 ”奴之高強度化有效之元素。為得到此效果,必須 含有ι·〇°/。以 上之Μη。然而,含有超過3 0%之Μη時,由於 Μη之偏批 及固溶強化之增大,延性會降低。又,因為熔接 母材靭性亦劣化,故將此Μη之上限設為3.0%。 Ρ : 0.05%以下 10 15 20 系有政作為比以原子小之置換型固溶強化元素,但因 。夭斯田鐵之晶卩’使晶界強度降低,而使扭轉疲勞 強度降低,有力σ工,降么、# + & ^ 另加工性名化之虞,因為設為0.05%以下。又, —’、、、要固’谷強化,則不需添加Ρ,Ρ之下限值係包含0%。 S : 0.0005%以上 S係作為雜質偏析’ 8由於形成MnS系之粗大的延伸夫 ’物使延展凸緣性劣化,故宜盡量為低濃度。先前為確 保延展凸緣性,有必要使S1度極減化。⑽,為提升 鋼板之材胃’於未達Q咖5%時,二次精鍊之脫硫負荷過 、脫瓜成本變局,無法得到與成本相符之材質。因此, 以二次精鍊下之脫硫為前提之情形之S濃度之下限設為 0.0005%。 又本勒明中,由於可於微細且硬質之Ce氧化物、La 氧化物、硫氧化鈽、硫氧化鋼上析出祕系夾雜物,可控 制MnS系夾雜物之形態,龄萁 故基本上具有可省略二次精鍊之 脫硫處理之優點。即,可# $ & t i °又疋與鋼中之S濃度相平衡之ce、 15 200912005
La濃度,控制MnS系夾雜物之形態,於壓延時亦不易產生 變形,可防止夾雜物之延伸,故s濃度之上限值無特別限定。 酸可溶Ti : 0.008〜〇 2〇〇/0 Τι係主要之脫氧元素之__,且由於形成碳化物、氣化 5物、碳·氮化物,於熱軋之加熱時使沃斯田鐵之核生成位置 數增加,抑制沃斯田鐵之晶粒成長,故有助於微細化,有 效作用於熱軋時之動態再結晶,具有顯著提升延展凸緣性 之功能。為此必須添加0.008%以上之酸可溶Ti。因此,於 本發明中’酸可溶Ti之下限為0 008〇/〇。 ,〇 另一方面,含有超過0·2%時,不僅脫氧之效果飽和, 且於熱軋前之加熱時形成粗大之碳化物、氮化物、碳氮化 物,反而招來材質劣化,無法期待與含量相符之效果。因 此,本發明中,酸可溶Ti之濃度之上限為〇 2%。 又,為使熔鋼中之熔存氧濃度降低,以Si進行脫氧, 15順序地以Ti脫氧,其後進而以Ce、La脫氧。藉由如此之順 序脫氧,一度生成Si〇2系夾雜物,以之後添加2Ti還原分 解該Si〇2系夾雜物,生成微細之Ti氧化物,進而以、La 將Ti氧化物還原,藉此具有可使夾雜物微細化之效果。 N : 0.0005〜0.01% 2〇 N係於溶鋼處理中混入空氣中之氮,於鋼中不可避免混 入之元素。N係與A卜Ti等形錢化物,促進母材组織之細 粒化。然而,過度添加此N時,會與八丨及石等生成粗大之析 出物,使延展凸緣性劣化。因此,本發明中,將1^濃度之上 限設為讀%。另-方面’於N之濃度未勒侧娜時,因 16 200912005 為成本變高’故以0.0005%為下限。 酸可溶A1 : 0.01%以下 酸可制其氧化物容易聚集化而變粗大,使延展凸緣 性及疲勞特性劣化,故宜盡量抑制。然而,作為預備之脫 5氧材,容許使用至0.01%。此係因為,酸可溶仙農度超過 〇_〇1%時’夾雜物中之ai2〇3含有率超過50%,會引起失雜物 之聚集化。由防止聚集化之觀點’酸可溶Auf度越低越好, 下限值包含0%。又,所謂酸可溶顧度係測定溶解於酸之 AU農度,係利用溶存A1溶解於酸,Ai2〇3不溶解於酸之分析 10方法。於此,所謂酸,可例示例如以鹽酸1、硝酸丨、水2之 比例(質量比)混合之混酸。使用此種酸,可區分可溶於酸之 A1及不溶解於酸之AhO3,可測定酸可溶A1濃度。
Ce或La之1種或2種之合計:〇 〇〇〇5〜〇 〇4%
Ce、La將藉由Si脫氧所生成之Si〇2、順序地藉由丁}脫 15氧所生成之⑽、Ti2o3還原,容易成為MnS系夹雜物之析 出位置,且具有形成以硬質、微細且於壓延時不易變形之 Ce氧化物(例如ChCh、Ce〇2)、硫氧化鈽(例如Ce2〇2S)、La 氧化物(例如La"3、La〇2)、硫氧化鑭(例如La2〇2S)、^氧 化物-La氧化物、或硫氧化鈽_硫氧化鑭為主相(以5〇%以上 2〇 為標準)之夾雜物之效果。 於此,於上述夾雜物中,依照脫氧條件的不同,亦有 部分含有MnO、Si〇2、Ti〇2、Ti2〇3、或Al2〇3之情形,但主 相若係上述氧化物,則可充分作為MnS系夾雜物之析出位 置,且無損夾雜物之微細及硬質化之效果。為得到此夾雜 17 200912005 物,必須將Ce或種或2種之合計濃度設為〇_%以 上、〇.〇4%以下。以仙之1種或2種之合計濃度未達 謂帆時,無法還原Siq2、Tiq2、Ti2C)3夾雜物,超過〇 〇4% %會大量生成硫乳化鈽、硫氧化網,成為粗大之夹雜物, 5使延展凸緣性及疲勞特性劣化。 以下,就本發明中之關於選擇元素限定其化學成分之 理由進行説明。此等元素由於係選擇元素,故有無添 任意。
Nb : 〇.〇1 〜0.10% 1〇 Nb係與C*N形成碳化物、氮化物、碳氮化物,促進| 材組織之細粒化。為得到此效果,至少宜為〇 〇1%。然而, 即使超過0.10%大量含有時,亦由於效果飽和,成本變高, 故以0.10%為上限。 V : 0·01 〜0.05% 15 v係與C或N形成碳化物、氮化物、碳氮化物,促進母 材組織之細粒化。為得到此效果,至少宜為〇 〇 1 %。然而, 即使超過0.05%大量含有時,亦由於效果飽和,成本變高, 故以0.05%為上限。
Cr : 0.01 〜0.6% 2〇 ^
Cr係為提升鋼之淬火性,確保鋼板之強度而可視需要 含有,為得到此效果,至少宜係〇〇1%。然而,大量含有反 而會使強度-延性之平衡劣化。因此,以06%為上限。
Mo : 0.01 〜0.4%
Mo係為提升鋼之淬火性,確保鋼板之強度而可視需要 18 200912005 含有,為得到此效果,至少宜係〇 〇1%。然而,大量含有反 而會使強度-延性之平衡劣化。因此,以04%為上限。 Β : 0.0003〜0.003% Β係為提升鋼之淬火性、強化晶界及提升加工性而可視 5需要含有,為得到此效果至少宜0.0003%。然而,大量含有 時,反而會損及鋼之清淨性,使延性劣化。因此,以〇 〇〇3〇/〇 為上限。
Ca : 0.0001 〜〇.〇〇40/0
Ca係為控制硫化物之形態、提升鋼之加工性而可視需 1〇要含有,為得到此效果至少宜〇.〇〇〇1%。然而,大量含有時, 反而會損及鋼之清淨性,使延性劣化。因此,以〇〇〇4%為 上限。 以下,就本發明之鋼板中之夾雜物之存在條件進行説 明。又,所謂鋼板係指經熱軋、或進而冷軋後而得到之壓 15 延後之板。 為得到延展凸緣性及疲勞特性佳之鋼板,重點係盡可 月b地減低鋼板中之容易成為破裂產生起點及破裂傳播路徑 之延伸之粗大的MnS系夾雜物(MnS ' TiS、(Mn,Ti)S夾雜 物)。本發明者經由實驗發現,圓當量直徑未達1 "m之MnS 2〇系夾雜物,作為破裂產生起點係無害,不會使延展凸緣性 及疲勞特性劣化,又,圓當量直徑丨以爪以上之夾雜物,由 於藉由掃描式電子顯微鏡(SEM)等進行觀察亦為容易,故以 鋼板中之圓當量直徑係以上之夾雜物作為對象,調查 其形態及組成,評價MnS系夾雜物之分布狀態。於此,所 19 200912005 明圓當量直徑定義為,由剖面觀察之夾雜物之長徑及短徑 求得(長徑X短徑)· 0.5。再者,MnS系夾雜物之圓當量直徑 之上限並無特別限定’但實際上有觀察lmm左右之MnS系 夾雜物之情形。 5 延伸夾雜物之個數比例係將使用SEM隨機選擇之圓當 量直徑1 y m以上之複數個(例如5〇個左右)之夾雜物進行組 成分析’且從SEM像測定夾雜物之長徑及短徑。於此,將 延伸夾雜物為長徑/短徑(延伸比例)係5以上之夾雜物時所 檢出之上述延伸夾雜物之個數,除以調查之總夾雜物個數 1〇 (上述之例為50個左右),藉此可求得上述延伸夾雜物之個數 比例0 再者,將夾雜物之延伸比例設為5以上之理由係,未添 加Ce、La之比較鋼板中之延伸比例5以上之夾雜物係幾乎為 MnS系夾雜物。再者,MnS系夾雜物之延伸比例之上限並 15無特別限定,但實際上亦有觀察延伸比例為5〇左右之施$ 系夹雜物之情形。 其結果,可知延伸比例5以上之延伸夹雜物之個數比例 被形態控制在20%以下之鋼板,其延展凸緣性及疲勞特性 提升。即,由於延伸比例5以上之延伸央雜物之個數比例若 20超過20%,易成為破裂產生起點之施8系延伸爽雜物之個數 比例變過多’延展凸緣性及疲勞特性降低,故本發明中, 延伸比例5以上之延伸夾雜物之個數比例為2〇%以下。又, 由於延伸之MnS系夾雜物越少,延展凸緣性及疲勞特性越 良好’故該延伸比例5以上之延伸夾雜物之個數比例之下限 20 200912005 值包含〇%。 於此’為圓當量直徑以上之夾雜物,且延伸比例 5以上之延伸夾雜物之個數比例之下限值係q%時係包含 圓當量直徑係Unm上之夾雜物,但不存在延伸比例5以上 5者之情形,或即使為延伸比例5以上之延伸夾雜物圓當量 直徑全部未達1 /z m之情形。 又,延伸_5以上之延伸錄物之個數比例被形態控 制於20%以下之鋼板中,對應於此,成為於由^、^之】種 或2種構成之氧化物、或於其含有Si、了…種或消之氧化 1〇物或硫氧化物析出MnS系夾雜物之形態。作為此爽雜物之 形態’只要係於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物 '或於 其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物析出顯系夾 雜物即可,並無特別限定,但大多為以由Ce、La^種或2 種構成之氧化物、或於其含有Si、了丨之丨種或2種之氧化物或 15硫氧化物為核,於其周圍析出MnS系夾雜物之情形。 再者,TiN亦有於微細且硬質之(^氧化物、匕氧化物、 氧硫化鈽、氧硫化鑭上與MnS系夾雜物一同複合析出之情 形。然而,如前所述,由於確認TiN對延展凸緣性及疲勞特 性幾乎無影響,故ΤιΝ不成為本發明之MnS系夾雜物之對象。 20 又,於由Ce、以之1種或2種構成之氧化物、或於其含
有Si、Τι之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜 物之夾雜物,於壓延時亦不易產生變形,故成為於鋼板中 不延伸之形狀,即大致成球狀夾雜物Q 於此’所謂判斷為未延伸之球狀夾雜物,並無特別限 21 200912005 10 定,但係鋼板中之延伸比例3以下之夾雜物,較佳係2以 之夾雜物。其原因為,於壓延前之鋼胚階#白卡又τ,由Ce、La 之1種或2種構成之氧化物、或於其含有&、乃之1種或2 氧化物或硫氧化物析出MnS系夾雜物之形態之夹雜物中 延伸比例係3以下。又,判斷為未延伸之球狀夹雜物,若= 全成球狀,則由於延伸比例成為1,故延伸比例之下 凡 將此夹雜物之個數比例調查與延伸夾雜物之個數1例 調查以同様方法實施。其結果可知,於由Ce、種或2 種構成之氧化物、或於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物5或 硫氧化物析出MnS系夾雜物之形態之夾雜物之個數比例被 析出控制於10%以上之鋼板,延展凸緣性及疲勞特性提 升。於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含有&、 之 之 15 20
Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物析出MnS系夾雜物之形 態之夾雜物之個數比例未達10%時,對應於此,MnS系之延 伸夾雜物之個數比例變過多,延展凸緣性及疲勞特性降 低。因此,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其 3有Si、Τι之1種或2種之氧化物或硫氧化物析aMnS系夹雜 物之形態之夾雜物之個數比例係10%以上。又,因為於由 Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、卩之}· 或2種之氧化物或硫氧化物析出夾雜物,延展凸 緣性及疲勞特性越良好,故該個數比例之上限值包八 100%。 3 再者,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其 含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物析出MnS系夾雜 22 200912005 物之形態之夹雜物,於麼延時亦不易產生 量直徑並無特別限定,為】㈣以上亦可’ ^故其圓當 有成為破裂蓋生起點之虞,故上限宜5〇_左右。於過大時 另-方面’此夾雜物係於壓延時 於圓當量直徑未達之情形,不會成為形,且 故圓當量直徑之下限並無特別限定。 生起點’ 接著,上述之本發明之鋼板中之 係以爽雜物之每單位體積之個數密度進行^子在條件’ 10 15 20 二:粒!分布係藉由定電位電解二法之電解面 =進仃貫施。所謂藉由定電位電解餘 面之SEM評價,係研磨試料片之表面後〜 解 蝕刻法之泰* , 進订疋電位電解 山去之$解,直接以腿觀察試料面,藉此評價夹 之大小及個數密度。再者,所謂定 ’、 用10〇/7硫π* 书解触刻法’係使 用Η)/。乙醯丙導1%四甲基氯化銨·曱醇電解試料表面 取爽雜物之方法,其中作為電解量係試料表面之每―面 積電解Κ:。將如此電解之表面之SEM像進行圖像處理求 出相對於圓當量直徑之頻度(個數)分布。由此粒徑之頻度分 布异出平均圓當量直徑,同時將頻度除以所觀察之視野面 積及由電解量所求得之深度,藉此亦算出爽雜物之每單位 體積之個數密度。 經評價成為破裂產生起點、使延展凸緣性及疲勞特性 另化之圓當量直徑―上且延伸比例5以上之爽雜物之 體積個數密度,結果可知為Uxl—3以下時,延展凸 緣性及疲勞特性提升。由於圓當量直徑i㈣以上,且延伸 23 200912005 比例5以上之延伸夾雜物之體積個數密度超過m〇4個 /臟3時’易成為破裂產生_之MnS系延伸夾雜物之個數 密度過多,延展&緣性及疲勞特性降低,故將圓當量直徑ι //mu上’且延伸比例5以上之延伸夹雜物之體積個數密度 5設為l.〇x_W以下。又,由於延伸之囊系夹雜物越 少’延展凸緣性及疲勞特性越良好,故圓當量直徑以 上且延伸比例5以上之延伸夾雜物之體積個數密度之下限 值包含0%。 於此,圓當量直徑1_以上,且延伸比例5以上之延伸 K)夾雜物之體積個數密度之下限值係〇%之意思與上述相同。 又’於將直徑以上且延伸率5以上之延伸炎雜物 之體積個數密度形態控制於心⑼個w以下之鋼板 中’對應於此,未延伸之MnS系夾雜物係成為於由^^ 之1種或2種構成之氧化物、或於其含有種或2種之 15氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之形態,其形狀大 致成為球狀夾雜物。 作為此夾雜物之形態,與上述相同,只要於由。 之!種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、Tiu種或2種之 氧化物或硫氧化物上析出MnS系炎雜物之爽雜物即可,並 2〇無特別限定’但大多為以由Ce、LaU種或2種構成之氧化 物、或於其含有Si、此種或2種之氧化物或硫氧化物為 核,於其周圍析出MnS系夾雜物之情形。 又,所謂球狀夾雜物並無特別限定,但為鋼板中之延 伸比例3以下之夾雜物,較佳係2以下之爽雜物。於此,若 24 200912005 完全成球狀,延伸比例成為1,故延伸比例之下限係1。 經5周查此夾雜物之體積個數密度,結果發現,以由Ce、 La之1種或2種構成之氧化物或於其含有&、丁丨之1種或2 種之氧化物或硫氧化物為核,於其周圍析出MnS系夾雜物 5之开/ I之爽雜物之體積個數密度被析出控制於1 .〇χ 1 〇3個 /mm以上之鋼板中,延展凸緣性及疲勞特性提升。若於由 Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含有&、丁丨之增 或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之形態之 夾雜物之體積個數密度未達L〇xl〇3個/mm3,由於對應於 10此,MnS系之延伸夾雜物之個數比例變過多,延展凸緣性 及疲勞特性降低,故於由Ce'Laii種或2種構成之氧化物、 或於其含有Si、Τι之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出 MnS系夾雜物之形態之夹雜物之體積個數密度限定為 l.OxlO3個/mm3以上。又,以由種或2種構成之氧 15化物、或於其含有Si、Ti2i種或2種之氧化物或硫氧化物為 核,越大量析出MnS系夾雜物,延展凸緣性及疲勞強度越 良好,故該體積個數密度之上限值並無特別限定。 再者,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其 含有Si、Τι之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出·$系夾 20雜物之形態之夾雜物之圓當量直徑,係與上述相同,迷無 特別限定,Sl//m以上亦可。但,由於該圓當量直後過: 時,有成為破裂產生起點之虞,故上限宜係5〇#m左右。 另-方面,該炎雜物之圓當量直徑未達1;/111之情形, 由於全然無問題,故下限並無特別限定。 ", 25 200912005 接著,作為上述本發明之鋼板中之延伸夹雜物之存在 條件,以圓當量直徑之上限值限定之。具體而言,對成為 破裂產生起點、使延展凸緣性及疲勞特性劣化之圓每量直 徑Mm以上且延伸比例5以上之夾雜物之平均圓^直徑 5進行評價,其結果可知,該延伸央雜物之平均圓當量直徑 ^㈣以下時,延展凸緣性及疲勞特性提升。此係隨㈣ 當量直控以上,且延伸比例5以上之延伸夹雜物之個數 比例i曰加„玄延伸夹雜物之平均圓當量直徑變大著眼於 此’而以延伸夾雜物之平均圓當量直徑為指標加以限定。、 10此係推定為,隨聽鋼中之_及S之量增加,所生成之Mns 系夾雜物之個數增加,且生成之MnS系夹雜物之尺寸亦粗 大化。 因此’圓當量直徑1㈣以上,且延伸比例5以上之延 伸夾雜物變大超過、_,對應於此,由於該延伸爽雜物 15之個數比例超過2〇%,故易成為破裂產生起點之粗大的MnS 系L伸夹雜物之個數比例變過多,延展凸緣性及疲勞特性 降低,因此將圓當量直徑km以上,且延伸比例5以上之延 伸夹雜物之平均圓當量直徑設為1〇_以下。 再者,將圓當量直#1/im以上,且延伸比例5以上之 2〇延2雜物之平均圓當量直徑設為·喊下之限定,係指 圓虽量直徑1’以上之夾雜物存在於鋼板中之情形,故圓 當量直徑之下限值係iAm。 另方面,作為上述之本發明之鋼板中,於由Ce、La 之1種或2種構成之氧化物、或於其含有si、n之1種或2種之 26 200912005 氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之形態之央雜物之 存在條件,係以MnS系夾雜物析出之夾雜物中之以或^之 平均組成之含量限定之。 具體而言’如上所述,在提升延展凸緣性及疲勞特性 5方面’重點係於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於 其含有Si、Ti<1種或2種之氧化物或疏氧化物上析出如 系夹雜物,以防止MnS系夾雜物之延伸。 作為此夾雜物之形態,與上述相同,只要於由GU 之1種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、k丨種或2種之 1〇減物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物即可,並無特別限
多為以^U之1種或2種構成之氧化物、或於 其含有Suw種或2種之氧化物或硫氧化物為核,於其周 圍析出MnS系夾雜物之情形。 Q 又,所謂球狀夾雜物並無特別限定,但為鋼板中之延 15伸比例3以下之夾雜物,較佳係2以下之夾雜物。於此,若 完全成球狀,則延伸比例係1,故延伸比例之下限们。右 电因此,為明確有效抑制MnS系夾雜物之延伸之組成, H把於由以七之1種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、
Tl之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS 形態之失雜物之組成分析。 雜物之 然而,若該夾雜物之圓當量直徑係1//〇1以上由於觀 察合易,故為求方便,將圓當量直徑1/zm以上作為對象。 但’右可觀察,亦包含圓當量直徑未達之夾雜物亦可。 又,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含 27 200912005 有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系失雜 物之形態之夾雜物,由於未延伸,故確認成為延伸比例全 部為3以下之夾雜物。因此,以圓當量直徑丨"爪以上,且延 伸比例3以下之夾雜物為對象,實施組成分析。 5 其結果可知,若於圓當量直徑l//m以上且延伸比例3 以下之夾雜物中,以平均組成含有〇_5〜5〇%之〔£或1^之1 種或2種之合計時,延展凸緣性及疲勞特性提升。圓當量直 徑1/zm以上,且延伸比例3以下之夾雜物中之(:6或1^之1種 或2種之合計之平均含有率未達〇 5質量%時,由於於由、 10 。之1種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、^之丨種或] 種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之形態之夾雜 物個數比例大幅減少,故對應於此,易成為破裂產生起點 之MnS系延伸夾雜物之個數比例變過多,延展凸緣性及疲 勞特性降低。 15 另一方面,圓當量直徑丨#爪以上,且延伸比例3以下 之夾雜物中之Ce或。之丨種或2種之合計之平均含有率超過 50%時,硫氧化鈽、硫氧化鑭大量生成,成為圓當量直徑 係50 // m左右以上之粗大夾雜物,故使延展凸緣性及疲勞特 性劣化。 20 又,作為上述之本發明之鋼板中,於由Ce、La之1種或 2種構成之氧化物、或於其含有si ' Ή之1種或2種之氧化物 或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之形態之夾雜物之存在條 件,係將MnS系失雜物如何以由Ce、La之1種或2種構成之 氧化物、或於其含有Sl、耵之丨種或2種之氧化物或硫氧化物 28 200912005 改質’著眼於s ’以鋼板之化學成分(Ce+La)/削比加以 限定、並加以整理。具_,此質量比小時,於由Ce、 La之1種或2種構叙氧化物、或於其含:tsi、Ti之1種或2 種之氧化物或硫氧化物上,單獨多數析出歸系夾雜物。 此質量比變大時’與MnS系夾雜物相比,於由&、 15 種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、如種或2種之氧 化物或硫氧化物❹,此等於由Ce、LaU種或2種構成之 氧化物《於其含有種或2種之氧化物或硫氧化物 上析出Mns系夾雜物之形態之夾雜物變多。即,MnS系夹 雜物被由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含有以、 就1種或2種之氧化物或硫氧化物改f。如此,為使延展 凸緣性及好紐提升,於由Ce、種或2麟成之氧 化物、或於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物上 析出MnS系夾雜物,與防止施§系祕物之延伸有關,係 整理用以達成此效果之化學成分比。 因此,為明確有效抑制MnS系夾雜物之延伸之化學成 分比,改變鋼板之(Ce + La)/S比,評價夾雜物之形態、延展 凸緣性及疲勞特性。其結果發現,(Ce + La)/s比係〇.〗〜7〇 時’延展凸緣性及疲勞特性提升。(Ce + La)/s比未達〇1時, 20由於於由Ce、La2l種或2種構成之氧化物、或於其含有Si、 Τι之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物之 形態之夾雜物個數比例大幅減少,故對應於此,易成為破 裂產生起點之MnS系延伸夾雜物之個數比例變過多,延展 凸緣性及疲勞特性降低。 29 200912005 ”另方面,(Ce+La)/S比超過7〇時,由於硫氧化飾、硫 氧化鑭大里生成,成為圓當量直徑5〇 "爪左右以上之粗大的 夾雜物’故使延展凸緣性及疲勞特性劣化。 以下,就鋼板之組織進行説明。 5 本發明中,藉由於鋼胚中析am細之Mns系夾雜物, 進而作為於壓延時不受變形,不易成為破裂產生起點之微 細球狀失雜物分散於鋼板中,使延展凸緣性及疲勞特性提 升,鋼板之微組織並無特別限定。 本發明中,鋼板之組織中之晶粒宜為10_以下。鋼 10板之微組織並無特別限定,但可係成為以變動肥粒鐵為主 相之組織之鋼板,以肥粒鐵相為主相、麻田散鐵相及變韋刃 鐵相為第2相之複合組織鋼板,然後由肥粒鐵、殘留沃斯田 鐵及低溫變態相(麻田散鐵或變韋刃鐵)構成之複合組織鋼板 中之任一組織。 15 又,於任—組織中,皆由於藉由使晶粒微細化至l〇iWm 以下,可使擴孔性及疲勞特性提升,故為佳。平均粒徑超 過時,延性及疲勞特性之提升變、。為提升擴孔性及 疲勞特性,較佳係以下。然而一般而言,為得到車輪 零件等之優良之延展凸緣性,雖然延性方面會稍差但較 20佳為肥粒鐵或變韌鐵相以面積比為最大之相。 以下說明製造條件。 本發明中,於以轉爐吹鍊後脫碳,或者進而使用真空 脫氣裝置進行脫破之炼鋼中,添加C、Si、Μη等人金,加 以攪拌,進行脫氧及成分調整。 30 200912005 此時,A1實質上不添加’但若添加酸可溶A1僅少許殘 留程度之少量之A1進行脫氧亦可,關於此程度之少量添 加,係包含於實質上不添加。此時’宜採取與藉由少量之 綱生成之Al2〇3相應之約3分鐘左右之浮起時間。 5 又,關於S,由於如前所述’不於精鍊步驟進行脫硫亦 可,故可省略脫硫步驟。但,為熔製s$20ppm程度之極低 硫鋼而於二次精鍊必須熔鋼脫硫時,亦可進行脫硫,實施 成分調整。 之後,添加si後3分鐘左右後’添加Ti ’進行約2分鐘左 10 右之授拌時間後’順序地添加Ce或La之1種或2種,進行成 分調整。於此,添加選擇元素之情形係於添加Ce或La之1 種或2種之前進行,進行充分攪拌,於視需要進行選擇元素 之成分調整後,進行Ce或La之1種或2種之添加。藉此,連 續鑄造熔製之熔鋼,製造鋼胚。 15 關於連續鑄造,不僅適用於通常之250mm厚之扁鋼胚 連續鑄造,且可充分適用於大鋼胚及小鋼胚,進而扁鋼胚 連續鑄造機之鑄型厚度比通常薄,例如15〇mm以下之薄扁 鋼胚連續鑄造。 就用以製造鬲強度熱軋鋼板之熱軋條件進行敘述。 2〇 純前之扁鋼胚之加熱溫度,為使鋼中之碳氮化物等 口 /合β且係115GC以上。藉由使此等碳氮化物固溶,可得 於壓延後之冷卻過程中對提升延性而言為佳之肥粒鐵 里另方面,熱軋鈾之扁鋼胚之加熱溫度超過125()°c時, 爲娜表面之氧化變得顯著,特別是起因於晶界選擇性地 31 200912005 氧化之楔狀表面缺陷於去垢後殘留,因為損及壓延後之表 面品質,故宜將上限設為1250°C。 加熱至上述溫度範圍後,進行通常之熱軋,但其步驟 之中,精壓延完成溫度於進行鋼板之組織控制之情形係重 5 要。精壓延完成溫度係於未達Ar3點+ 30t時,表層部之晶 粒容易變粗大,疲勞特性上不佳。另一方面,超過Ar3點+ 200°C時,壓延終了後之沃斯田鐵粒徑變粗大,不易控制冷 卻中所生成之相之構成及分率,故宜將上限設為Ar3點+ 20CTC。 10 又,精壓延後之鋼板之平均冷卻速度為10〜100°C/ 秒’於450〜650°C之範圍為捲取溫度之情形,及精壓延後 以約5°C/秒空冷保持至680°C,之後以30°C/秒以上之冷卻速 度冷卻,以400°C以下作為捲取溫度之情形,依照目標之組 織構成而選擇。藉由控制壓延後之冷卻速度及捲取溫度, 15於前者壓延條件下,可得到具有從多邊形肥粒鐵、變韌肥 粒鐵、及變耕鐵相中之一個或二個以上之組織及其分率之 鋼板,於後者壓延條件下,可得到具有延性優異之大量之 多邊形肥粒鐵相及麻田散鐵相之複合組織之D p鋼板。 上述之平均冷卻速度未達1〇〇c/秒時,容易生成延展凸 20緣性不佳之波來鐵,並不好。另―方面,於纟且織控制之上, 沒有必要對冷卻速度没上限,但有過快的冷卻速度使鋼板 之々卻不均勻之虞,又’於製造可進行如此冷卻之設備上, 需要巨額之費用,因此招致鋼板之價格上升。由此觀點, 冷卻速度之上限宜為loot/秒。 32 200912005 本發明之高強度冷延鋼板係藉由將經過熱軋、捲取 後、酸洗、調質等步驟之鋼板進行冷軋、退火而製造。以 批次退火、連續退火等退火步驟退火,最終成為冷軋鋼板。 又,本發明之高強度鋼板亦可適用作為電鍍用鋼板。 5 即使實施電鍍,本發明之高強度鋼板之機械特性亦無任何 變化。 實施例 以下,説明本發明之實施例及比較例。 將表1所示化學成分之扁鋼胚以表2所示之條件進行熱 10 軋,得到厚度3.2mm之熱軋板。 33 200912005 (Ce+La)/S 1.75 <N d 00 ο in fN 1.25 0.015 2.67 0.07 H-3 0.0100 0.0030 0.0200 0.0030 0.0070 0.0200 0.0010 0.0050 1 0.0250 0.0003 0.0050 0.0002 0.0015 0.0015 1 CQ 0.002 0.002 〇 0.15 ;0·15 > 0.02 002 0.02 0,02 0.10 0.10 0.03 0.03 0.03 丨003 酸可溶Ti 0.026 0.026 0.025 0.025 0.015 0.015 0.02 0.02 0.02 0.02 0.15 0.14 0.02 002 酸可溶A1 0.003 i 0.028 0.003 0.028 0.006 0.035 0.004 0.040 0.002 0.003 ,0.003 0.003 0.003 0.003 0.0020 0.0021 0.0020 0.0021 0.0025 0.0026 0.0022 0.0023 0.0030 0.0028 0.0020 0.0021 0.0020 00021 1 00 0.0040 ^0040! 0.0010 0.0010 0.0050 0.0050 0.0100 ιΟ.ΟΙΟΟ 0.0080 0.0080 0.0200 0.0200 0.0030 0.0030 1 Ah 0.010 , 0.010 0.010 0.010 0.015 0.015 0.012 0.012 0.010 丨 0.009 ,0.010 丨 0.010 0.010 0.010 1 00 i—Η οο 〇〇 rn 1 ·Μ 00 rn r〇 ΓΟ ΙΟ OO fN ΟΟ <N Os rn <N 0.68 1 0.69 0.68 0_69 丨 10.20 0.19 0.18 1.00 Ο 1.00 〇 ψ—λ 0.25 0.25 u 0.06 0.06 ^06 i_ 0.06 | 0.07 0.07 i〇O65 10.065 0.095 0.095 ΟΌ35 0.035 鋼號丨 CN m 寸 ο 卜 οο On ο 本發明1 比較例1 本發明2 比較例2 本發明3! _1 比較例31 本發明4 比較例4 本發明5 比較例5 本發明6 比較例6 本發明7 比較例7 34 200912005 表2 條件 加熱溫度 r〇 精壓延完成溫度 ΓΟ 精壓延後之冷卻速度 cam 捲取溫度 _ (。〇 A 1250 845 75 450 B 1200 860 30 400 C 1200 825 45 450 於此表1中,鋼號碼(以下稱為鋼號)1、3、5、7'9、11、 13係以本發明之高強度鋼板之範圍内組成構成,而鋼號2、 4、6、8、10、12、14係作為本發明之高強度鋼板之範圍外 5 之比較鋼而構成。鋼號2、4、6、8 ' 10、14,係構成含有 超過0.01%之酸可溶A1之扁鋼胚,又,鋼號8、10、12、14, 係構成將Ce或La之1種或2種之合計減低至未達0.0005之扁 鋼胚。 附帶一提,於此表1中,鋼號1及鋼號2、鋼號3及鋼號4、 10 鋼號5及鋼號6、鋼號7及鋼號8之間,分別可進行比較,相互 以幾乎相同組成構成,但使酸可溶A1等互異。又,鋼號9及 鋼號10、鋼號11及鋼號12、鋼號13及鋼號14之間,分別可進 行比較,相互以幾乎相同組成構成,但使Ce + La等互異。 又,於該表2中,條件A係加熱溫度為1250T:,精壓延 15 完成溫度為845°C,精壓延後之冷卻速度為75。(:/秒,捲取 溫度為450°C。條件B係加熱溫度為120CTC ,精壓延完成溫 度為860°C,精壓延後以約5°C/秒空冷保持至680X:,之後 以30°C/秒以上之冷卻速度,捲取溫度為4〇〇。(:。條件C係加 熱溫度為1200°C,精壓延完成溫度為825°C,精壓延後之冷 20卻速度為45°C/秒,捲取溫度為450°C。 對鋼號1及鋼號2適用條件A,對鋼號3及鋼號4適用條件 35 200912005 B,對鋼號5及鋼號6適用條件A,進而對鋼號7及鋼號8適用 條件C,對鋼號9及鋼號10適用條件A,對鋼號11及鋼號12、 及對鋼號13及鋼號14適用條件C,藉此於相同製造條件下可 比較化學組成之影響。 5 對藉此而得到之鋼板之基本特性,即強度、延性、延 展凸緣性、疲勞限度比進行調查。 又,作為鋼板中之延伸夾雜物之存在狀態,全部以1 // m以上之炎雜物作為對象,就延伸比例5以上之夾雜物調 查個數比例、體積個數密度、平均圓當量直徑。 10 進而,作為鋼板中之未延伸之夾雜物之存在狀態,全 部以1 // m以上之夾雜物為對象,調查於由Ce、La之1種或2 種構成之氧化物、或於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或 硫氧化物上析出MnS系夾雜物之夾雜物之個數比例及體積 個數密度,及延伸比例3以下之夾雜物中之Ce或La之1種或2 15 種之合計含量之平均值。 再者,以1 //m以上之夾雜物為對象之原因係,觀察容 易,且未達1 // m之夾雜物對延展凸緣性及疲勞特性之劣化 無影響。 其結果按每種鋼及壓延條件之組合顯示於表3。 20 36 200912005 疲勞限度比 (σΨ/σΒ) 0.68 0.58 0.69 0.57 0.67 0.48 \〇 0.46 0.64 0.45 0.61 0.44 0.63 0.44 擴孔值 (%) 8 s ο 3 8 8 s iC £111^ TT PO Ό fS A <τί 00 Ο 寸 ^ΜϊΗ N ^ 3 * ϊ^&ρι ,|Ρ 〇 QC ο ίΝ ο ο o o m C〇 对· 5 o s^lllj s!_g 〇 9.3x1ο4 Ο 9.4x1ο4 Ο ZSxie 4.1xltf 7.0X104 o 4.7x1ο4 7.2x10s 9.3x1ο4 5.9x1ο3 9.4x10^ 箱1 _!1 s Illl iili 8.8x10* Ο 9.5x1ο4 Ο 2.5χΐσ* Ο β.ΐχΐσ· 〇 ! 2.8χΐσ* 〇 9.6X10* 9.6x1ο2 9.7x1ο4 82x1ο2 圓當量直徑 1 以上、 延伸比例5 以上之夾雜物 之個數比例 (%) Ό 〇s Ο S; Ο JQ O r-* & J|SS| llflil __ S8 Ο 00 ο Ο s o 00 o ss 00 延性 (%) !Q iTi <Ν (Ν a <N (N Os 00 1 強度 (MPa) § 1 S § 00 s; 对 寒 1150 1140 〇 00 1 1005 條件 < < C0 CQ < < U U < < U υ u U 鋼號 „I — fN 寸 Ό 卜 〇〇 Os o p· * 2; 本發明1 細列1 本發明2 峨例2 1本發明3 _列3 本發明4 thfeW 本發明5 I嫌例5 1 本發明6 1 imm] 1本發明7 比較例7 37 200912005 強度及延性係藉由與壓延方向平行採取之HS5號試驗片之拉 伸试驗而求出。延展凸緣性係將150mmxl50mm之鋼板中央所 開孔之直徑l〇mm之穿孔以60。之圓錐衝頭擴張,測定產生板厚 貫通龜裂之時點之孔徑D(mm),以擴孔值;I =(D—10)/1〇求得 5之λ進行評價。又,作為表示疲勞特性之指標而使用之疲勞限 度比,係以依照Jis Ζ 2275之方法所求得之2χ106次時間強度 (aW)除以鋼板強度(σΒ)之值(crW/σΒ)進行評價。 再者,試驗片係同規格限定之1號試驗片,使用平行部 係25mm、曲率半徑尺係100〇1111、原板(熱軋板)之兩面同等 10 研削之厚度3_0mm者。 進而,夾雜物進行SEM觀察,對隨機所選擇之圓當量 直徑l//m以上之夾雜物50個測定長徑及短徑。進而,使用 SEM之定量分析功能,對隨機選擇之圓當量直徑丨"爪以上 之夾雜物50個實施組成分析。使用其等之結果,求出延伸 15比例5以上之夾雜物之個數比例、延伸比例5以上之夾雜物 之平均圓當量直徑、於由(^七之;!種或2種構叙氧化物、 或於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出 MnS系夾雜物之夾雜物之個數比例,進而延伸比例3以下之 夾雜物中之Ce或!^之丨種或2種之合計之平均值。又,央雜 20物之形態別體積個數密度,係藉由定電位電解I虫刻法由電 解面之SEM評價而算出。 由表3可知’適用本發明之方法之鋼號1、3、5、7、9、 11、U中,藉由於由Ce、^之丨種或2種構成之氧化物、或 於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化物上析出_ 38 200912005 5 10 15 20 系夾雜物,可減低鋼板中之延伸之]^113系夾雜物。即,藉由 使鋼板中於由Ce、La之1種或2種構成之氧化物、或於其含有 Si、Ti之I種或2種之氧化物或硫氧化物上析出MnS系夾雜物 之夾雜物之個數比例為10%以上,該夾雜物之體積個數密戶 為l.OxlO3個/mm3以上,鋼板中存在之延伸比例3以下之夹二 物中之Ce或La之1種或2種之合計之平均含有率為〇5%〜 50%,可使圓當量直徑1_以上且延伸比例5以上之延伸夹 雜物之個數比例為罵以下,該夹雜物之體積個數密度為^ X104個/nW以下,該夾雜物之平均圓當量直徑為1〇心以 下。再者,於任何鋼板之組織中,平均晶粒皆為卜8心。 其結果,與比較鋼相比,本發明鋼之鋼號卜3、5、7, 可得到延展凸緣性及疲勞特性佳之鋼板。然而,比較鋼(鋼 號2 4、6、8、10、12、14),平均晶粒儘管皆為丨〜^爪, 但由於延伸之麻系夾雜物、及於由Ce、種或2種構 成之氧化物、或於其含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧 化物上析出MnS系夾雜物之夾雜物之分布狀態與本發明所 限定之分布狀態不同,故鋼板加工時延伸之祕系夹雜物 成為破裂產生起點,延展凸緣性及疲勞特性降低。 產業之可利用性
,根據本發明之方法,因為可於鋼胚中析出微細之MnS ^夹雜物,進而作為於壓延時不受變形,不易成為破裂產 生起點之微細球狀失雜物分散於鋼 變得微細,故可得到延展凸且使、,减之曰曰拉 _板。 [及疲勞特録之高強度熱 39 200912005 I:囷式簡單說明3 (無) 【主要元件符號說明】 (無) 40
Claims (1)
- 200912005 十、申請專利範圍: 1. 一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0_08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中所存在之圓當量直徑1 // m以上之夾雜 物,且長徑/短徑為5以上之延伸夾雜物之個數比例係 20%以下。 2. —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0.08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; 41 200912005 N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化 物、或於其中含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化 物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或2種以上之夾 雜物,以個數比例計包含10%以上。 3. —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0_08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中所存在之圓當量直徑l//m以上之夾雜 物,且長徑/短徑為5以上之延伸夾雜物之體積個數密度 係1.0x104個/mm3以下。 4. 一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 42 200912005 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0.08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中,於由Ce、La之1種或2種構成之氧化 物、或於其中含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧化 物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或2種以上之夾 雜物之體積個數密度係1 ·〇χ 1 〇3個/mm3以上。 5. —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0_08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 43 200912005 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中所存在之圓當量直徑以上之夾雜 物,且長徑/短徑為5以上之延伸炎雜物之平均圓當量直 徑係10 // m以下。 6. —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0.08〜1.5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01%以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板中,存在於由Ce、La之1種或2種構成之氧 化物、或於其中含有Si、Ti之1種或2種之氧化物或硫氧 化物上複合析出MnS、TiS或(Mn,Ti)S之1種或2種以上之 夾雜物,於該夾雜物中以平均組成計含有0.5〜95質量% 之Ce或La之1種或2種之合計。 7. 如申請專利範圍第1至6項中任一項之延展凸緣性及疲 44 200912005 勞特性佳之高強度鋼板,其中以質量。/。計,(Ce+La)/S 比係0.1〜70。 8. —種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板,以質量% 計,含有: C : 0.03〜0.20% ; Si : 0.08〜1_5% ; Μη : 1.0〜3.0% ; Ρ : 0.05%以下; S : 0.0005%以上; 酸可溶Ti : 0.008〜0.20% ; N : 0.0005〜0.01% ; 酸可溶A1 : 0.01 %以下;及 Ce或La之1種或2種之合計:0.0005〜0.04% ; 且剩餘部份由鐵及不可避免之雜質構成; 於該鋼板之組織中之結晶之平均粒徑係10 // m以下。 9. 如申請專利範圍第1〜6及8項中任一項之延展凸緣性及 疲勞特性佳之高強度鋼板,其係以質量%計,含有以下 1種或2種以上: Nb : 0.01 〜0.10% ; V : 0.01 〜0.05% ; Cr : 0.01 〜0.6% ; Mo : 0_01 〜0.4% ; B : 0.0003〜0.003% ; Ca ·· 0.0001 〜0.004%。 45 200912005 10.如申請專利範圍第7項之延展凸緣性及疲勞特性佳之高 強度鋼板,其係以質量%計,含有以下1種或2種以上: Nb : 0.01 〜0.10% ; V : 0.01 〜 0.05% ; Cr : 0.0卜 ^0.6% ; Mo : 0.01' -0.4% ; B : 0.0003 〜0.003% ; Ca : 0.0001 〜0.004% 11. 一種延展凸緣性及疲勞特性佳之高強度鋼板用熔鋼之 熔製方法,其特徵在於: 於製鋼之精鍊步驟中,以質量%計,於經處理成P 係0.05%以下、S係0.0005%以上之熔鋼中,以成為C係 0.03〜0.20%、Si係0.08〜1.5%、Μη係 1.0〜3.0%、N係 0.0005〜0.01%之方式進行添加或調整,之後,實質上 不添加Α1而添加Ti,然後添加Ce或La之1種或2種,使酸 可溶Ti係0.008〜0.20%、Ce或La之1種或2種之合計係 0.0005〜0.04%。 12. 如申請專利範圍第11項之延展凸緣性及疲勞特性佳之 高強度鋼板用熔鋼之熔製方法,其中於前述精鍊步驟 中,於添加Ce或La之1種或2種之前,以質量%計,更以 成為Nb係0·01 〜0.10%、V係0.01 〜0.05%、Cr係0.01 〜 0.6%、Mo係 0.01 〜0.4%、B係 0.0003 〜0.003%、Ca係 0.0001〜0.004%中之一種或二種以上之方式進行添加。 46 200912005 七、指定代表圖: (一) 本案指定代表圖為:第( )圖。(無) (二) 本代表圖之元件符號簡單說明: 八、本案若有化學式時,請揭示最能顯示發明特徵的化學式: (無) 4
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2007117465A JP5205795B2 (ja) | 2007-04-26 | 2007-04-26 | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
TW200912005A true TW200912005A (en) | 2009-03-16 |
Family
ID=39943619
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
TW97115260A TW200912005A (en) | 2007-04-26 | 2008-04-25 | High strength steel sheet having excellent stretch-flange formability and fatigue property, and method for refining molten steel thereof |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP5205795B2 (zh) |
TW (1) | TW200912005A (zh) |
WO (1) | WO2008136516A1 (zh) |
Families Citing this family (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4431185B2 (ja) | 2008-06-13 | 2010-03-10 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 |
JP5332568B2 (ja) * | 2008-12-05 | 2013-11-06 | 新日鐵住金株式会社 | 溶鋼の脱窒素方法 |
MX2012012954A (es) * | 2010-05-10 | 2013-02-07 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Placa de acero de alta resistencia y metodo para producir la misma. |
CA2808458C (en) | 2011-02-24 | 2015-10-20 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | High-strength steel sheet exhibiting excellent stretch-flange formability and bending workability, and method of producing molten steel for the high-strength steel sheet |
CN103131958A (zh) * | 2011-11-26 | 2013-06-05 | 江苏南山冶金机械制造有限公司 | 低合金耐磨钢 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP4441142B2 (ja) * | 2001-04-13 | 2010-03-31 | 新日本製鐵株式会社 | 微細酸化物分散溶鋼の製造方法 |
JP3650601B2 (ja) * | 2001-12-07 | 2005-05-25 | 新日本製鐵株式会社 | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法 |
JP2004195522A (ja) * | 2002-12-19 | 2004-07-15 | Nippon Steel Corp | 双ドラム式連続鋳造法で得た低炭素鋼薄肉鋳片、低炭素薄鋼板およびその製造方法 |
JP2005256115A (ja) * | 2004-03-12 | 2005-09-22 | Nippon Steel Corp | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度熱延鋼板 |
-
2007
- 2007-04-26 JP JP2007117465A patent/JP5205795B2/ja active Active
-
2008
- 2008-04-25 TW TW97115260A patent/TW200912005A/zh unknown
- 2008-04-25 WO PCT/JP2008/058449 patent/WO2008136516A1/ja active Application Filing
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2008136516A1 (ja) | 2008-11-13 |
JP5205795B2 (ja) | 2013-06-05 |
JP2008274336A (ja) | 2008-11-13 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
CN113748219B (zh) | 经冷轧的马氏体钢及其马氏体钢的方法 | |
JP5093422B2 (ja) | 高強度鋼板及びその製造方法 | |
CN103108972B (zh) | 弯曲加工性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
TWI412605B (zh) | 高強度鋼板及其製造方法 | |
CN103108974B (zh) | 韧性优良的高强度热轧钢板及其制造方法 | |
CN109266955B (zh) | 高强度冷轧钢板 | |
KR101831544B1 (ko) | 열간 성형 부재 및 그 제조 방법 | |
JP4431185B2 (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
JP2006118000A (ja) | 延性に優れた軽量高強度鋼とその製造方法 | |
JP2010059452A (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
JP5053186B2 (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
JP2005097725A (ja) | 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 | |
TWI585217B (zh) | 熱軋鋼板 | |
JP2006176807A (ja) | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織鋼板 | |
JP2008156680A (ja) | 高降伏比を有する高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
JP2010065294A (ja) | 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 | |
RU2691436C1 (ru) | Формуемая легковесная сталь с улучшенными механическими свойствами и способ производства полуфабрикатов из указанной стали | |
CN113811624B (zh) | 经冷轧的马氏体钢及其马氏体钢的方法 | |
JPWO2019216269A1 (ja) | 熱延鋼板及びその製造方法 | |
JP2014037589A (ja) | 表層のアレスト性に優れた高張力鋼板およびその製造方法 | |
WO2008007477A1 (fr) | Feuille d'acier à haute résistance excellente en termes d'aptitude à l'étirement des bordures et de tenue à la fatigue | |
TW200912005A (en) | High strength steel sheet having excellent stretch-flange formability and fatigue property, and method for refining molten steel thereof | |
JP2019081930A (ja) | 靭性に優れた低温用ニッケル含有鋼板およびその製造方法 | |
JP5696359B2 (ja) | 高強度鋼板およびその溶鋼の溶製方法 | |
JP4901346B2 (ja) | 伸びフランジ性と疲労特性に優れた高強度鋼板 |