CN109937265B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

在设定为规定的成分组成的基础上，使钢组织为以面积率计铁素体：15％以上且55％以下、马氏体：15％以上且30％以下、以体积率计残余奥氏体：12％以上，而且使铁素体、马氏体和残余奥氏体的平均结晶粒径分别为4.0μm以下、2.0μm以下、2.0μm以下，并且，使铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长径比分别为大于2.0且15.0以下，进而使残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，由此，提供延展性和扩孔性优良、并且YR(屈服比)小于68％且具有980MPa以上的TS(拉伸强度)的高强度钢板。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的构件的、延展性和延伸凸缘性(扩孔性)优良并且具有低屈服比的高强度钢板及其制造方法。
背景技术 技術
近年来，从保护地球环境的观点出发，汽车的燃料效率提高成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、使车身本身轻量化的动向变得活跃。
但是，一般而言，钢板的高强度化会导致延展性和延伸凸缘性(扩孔性)的降低，因此，若要实现高强度化，则钢板的成形性降低，产生成形时的破裂等问题。因此，无法单纯地实现钢板的薄壁化。因此，期望开发出兼具高强度和优良的成形性(延展性和扩孔性)的材料。另外，TS(拉伸强度)为980MPa以上的钢板在汽车的制造工序中在冲压加工后通过电弧焊、点焊等进行组装而模块化，因此，在组装时要求高尺寸精度。
因此，对于这样的钢板而言，除了优良的延展性和扩孔性以外，还需要在加工后不易产生回弹等，为此，在加工前YR(屈服比)低变得重要。
例如，在专利文献1中提出了一种具有非常高的延展性的高强度钢板，其拉伸强度为1000MPa以上、总伸长率(EL)为30％以上，利用了残余奥氏体的加工诱发相变。
另外，在专利文献2中提出了一种钢板，其中，使用高Mn钢，实施在铁素体与奥氏体的双相区的热处理，由此得到高的强度-延展性平衡。
此外，在专利文献3中提出了一种钢板，其中，在高Mn钢中使热轧后的组织为包含贝氏体、马氏体的组织，进一步通过实施退火和回火而形成微细的残余奥氏体后，形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善局部延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在此，专利文献1中记载的钢板通过将以C、Si和Mn作为基本成分的钢板奥氏体化后进行淬火至贝氏体相变温度范围并进行等温保持的、所谓等温淬火处理来制造。而且，在实施该等温淬火处理时，通过C向奥氏体的富集而生成残余奥氏体。
但是，为了得到大量的残余奥氏体，需要超过0.3质量％的大量的 C，但在超过0.3质量％的C浓度时，点焊性的降低显著，难以作为汽车用钢板来实用化。
此外，对于专利文献1中记载的钢板而言，以延展性的提高作为主要目的，并没有考虑扩孔性、屈服比。
而且，对于专利文献2和3中记载的钢板而言，虽然对延展性的提高进行了说明，但并没有考虑其屈服比。
本发明是鉴于上述情况而开发的，其目的在于提供延展性和扩孔性优良并且具有低屈服比的高强度钢板、具体而言YR(屈服比)小于 68％并且TS(拉伸强度)为980MPa以上的高强度钢板、以及其有利的制造方法。
需要说明的是，本发明中所述的高强度钢板包括在表面具备热镀锌层的高强度钢板(高强度热镀锌钢板)、在表面具备热镀铝层的高强度钢板(高强度热镀铝钢板)、在表面具备电镀锌层的高强度钢板(高强度电镀锌钢板)。
用于解决问题的方法
发明人为了开发成形性(延展性和扩孔性)优良、具有低屈服比的高强度钢板而反复进行了深入研究，结果得出了下述见解。
(1)为了得到延展性、扩孔性优良、YR小于68％并且TS为980MPa 以上的高强度钢板，以下方面是重要的。
■以超过4.20质量％且6.00质量％以下的范围含有Mn，并且将其他成分组成调整至规定的范围。
■使钢组织为包含适当量的铁素体、马氏体、残余奥氏体的组织，并使这些构成相微细化。
■通过将冷轧的压下率设定为3％以上且小于30％，将上述铁素体、上述马氏体和上述残余奥氏体的晶粒的平均长径比分别调整至大于2.0 且15.0以下。
■对残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以铁素体中的Mn量(质量％) 而得到的值进行优化。
(2)此外，为了形成如上所述的组织，将成分组成调整至规定的范围，并且对制造条件、特别是热轧后的热处理(热轧板退火)条件和冷轧后的热处理(冷轧板退火)条件适当地进行控制是重要的。
本发明是基于上述见解并进一步进行研究而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其中，
成分组成为：以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si： 0.01％以上且3.00％以下、Mn：超过4.20％且6.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.003％以上且0.200％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，以面积率计铁素体为15％以上且55％以下、马氏体为 15％以上且30％以下，以体积率计残余奥氏体为12％以上，
并且，上述铁素体的平均结晶粒径为4.0μm以下、上述马氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm 以下，并且上述铁素体、上述马氏体和上述残余奥氏体的晶粒的平均长径比分别为大于2.0且15.0以下，
而且，上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述铁素体中的 Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，
上述高强度钢板的拉伸强度为980MPa以上且屈服比小于68％。
2.如上述1所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有Al：0.01％以上且2.00％以下。
3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计还含有选自Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且 0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、 Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb： 0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM： 0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具备热镀锌层。
5.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具备热镀铝层。
6.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具备电镀锌层。
7.一种高强度钢板的制造方法，其为上述1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其具备：
将具有上述1～3中任一项所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下、在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧、在使平均卷取温度为300℃以上且750℃以下的条件下进行卷取而制成热轧板的热轧工序；
对上述热轧板实施酸洗而除去氧化皮的酸洗工序；
将上述热轧板在(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点+120℃)以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下的热轧板退火工序；
将上述热轧板以3％以上且小于30％的压下率进行冷轧而制成冷轧板的冷轧工序；和
将上述冷轧板在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点+100℃)以下的温度范围内保持超过900s且21600s以下后进行冷却的冷轧板退火工序。
8.一种高强度钢板的制造方法，其为上述4所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述7的上述冷轧板退火工序后进一步具备：对上述冷轧板实施热镀锌处理的工序、或者实施热镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理的工序。
9.一种高强度钢板的制造方法，其为上述5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述7的上述冷轧板退火工序后进一步具备：对上述冷轧板实施热镀铝处理的工序。
10.一种高强度钢板的制造方法，其为上述6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述7的上述冷轧板退火工序后进一步具备：对上述冷轧板实施电镀锌处理的工序。
发明效果
根据本发明，能够得到延展性和扩孔性优良、并且YR(屈服比)小于68％且具有980MPa以上的TS(拉伸强度)的高强度钢板。
另外，通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。首先，对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。
需要说明的是，成分组成中的“％”表述只要没有特别说明则是指“质量％”。
C：0.030％以上且0.250％以下
C是用于使马氏体等低温相变相生成而使强度提高的必要元素。另外，C是对于提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。
在此，C量低于0.030％时，难以确保期望的马氏体量，得不到期望的强度。另外，难以确保充分的残余奥氏体量，得不到良好的延展性。另一方面，使C超过0.250％而过量添加时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，延伸凸缘性(扩孔性)降低。另外，焊接部和热影响部的硬化变得显著，焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊性等也劣化。
从这样的观点考虑，C量设定为0.030％以上且0.250％以下的范围。优选为0.080％以上且0.200％以下的范围。
Si：0.01％以上且3.00％以下
Si使铁素体的加工硬化能力提高，因此是对确保良好的延展性有效的元素。但是，Si量低于0.01％时，其添加效果不足，因此，其下限设定为0.01％。另一方面，超过3.00％的Si的过量添加不仅因钢的脆化而引起延展性和扩孔性的降低，而且因红色氧化皮等的产生而引起表面性状的劣化。因此，Si量设定为0.01％以上且3.00％以下的范围。优选为0.20％以上且2.00％以下的范围。
Mn：超过4.20％且6.00％以下
Mn在本发明中是极其重要的元素。即，Mn是使残余奥氏体稳定化的元素，而且是对确保良好的延展性、并且通过固溶强化使钢的强度提高的元素。另外，通过残余奥氏体中的Mn富集，能够确保残余奥氏体大量至以体积率计为12％以上。这样的效果在Mn量超过4.20％时观察到。另一方面，Mn量超过6.00％的过量添加成为成本升高的主要原因。从这样的观点考虑，Mn量设定为超过4.20％且6.00％以下的范围。优选为4.80％以上。
P：0.001％以上且0.100％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度而添加的元素。另外，P是促进铁素体相变、对钢板的复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要使P量为0.001％以上。另一方面，P量超过0.100％时，导致点焊性的显著劣化。另外，在对热镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度降低，损害合金化热镀锌层的品质。因此，P量设定为0.001％以上且0.100％以下的范围。优选为0.001％以上且0.050％以下的范围。
S：0.0001％以上且0.0200％以下
S向晶界偏析而在热加工时使钢脆化，不仅如此，还以硫化物的形式存在而使钢板的局部变形能力降低。另外，S量超过0.0200％时，导致点焊性的显著劣化。因此，需要使S量为0.0200％以下、优选为 0.0100％以下、更优选为0.0050％以下。但是，从生产技术上的制约考虑，S量设定为0.0001％以上。因此，S量设定为0.0001％以上且0.0200％以下的范围。优选为0.0001％以上且0.0100％以下的范围，更优选为 0.0001％以上且0.0050％以下的范围。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。N量越少越优选，但从生产技术上的制约考虑，N量设定为0.0005％以上。因此，N量设定为0.0005％以上且 0.0100％以下的范围。优选为0.0010％以上且0.0070％以下的范围。
Ti：0.003％以上且0.200％以下
Ti在本发明中是极其重要的元素。即，Ti对钢的晶粒微细化强化、析出强化有效，该效果通过添加0.003％以上的Ti而得到。另外，Ti 使高温下的延展性提高，还有效地有助于连铸中的铸造性的改善。但是，Ti量超过0.200％时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，扩孔性降低。因此，Ti量设定为0.003％以上且0.200％以下的范围。优选设定为 0.010％以上且0.100％以下的范围。
另外，在本发明中，除了上述的成分以外，还可以以下述范围含有Al。
Al：0.01％以上且2.00％以下
Al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对降低退火温度依赖性、即材质稳定性有效的元素。另外，Al还是作为脱氧剂发挥作用、对钢的洁净化有效的元素。但是，Al量低于0.01％时，其添加效果不足，因此，其下限设定为0.01％。另一方面，Al的超过2.00％的大量添加会使连铸时的钢片破裂发生的风险增高，使制造性降低。因此，在添加 Al的情况下，其量设定为0.01％以上且2.00％以下的范围。优选为0.20％以上且1.20％以下的范围。
此外，在本发明中，除了上述的成分以外，还可以含有选自Nb、 B、Ni、Cr、V、Mo、Cu、Sn、Sb、Ta、Ca、Mg和REM中的至少一种元素。
Nb：0.005％以上且0.200％以下
Nb对钢的析出强化有效，其添加效果在0.005％以上时得到。但是，Nb量超过0.200％时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加Nb的情况下，其量设定为0.005％以上且0.200％以下的范围。优选为0.010％以上且0.100％以下的范围。
B：0.0003％以上且0.0050％以下
B具有抑制铁素体从奥氏体晶界的生成和生长的作用，可以进行随机应变的组织控制，因此，可以根据需要添加。其添加效果在0.0003％以上时得到。另一方面，B量超过0.0050％时，成形性降低。因此，在添加B的情况下，其量设定为0.0003％以上且0.0050％以下的范围。优选为0.0005％以上且0.0030％以下的范围。
Ni：0.005％以上且1.000％以下
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，而且是对确保良好的延展性有效、并且通过固溶强化使钢的强度提高的元素。其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，Ni量超过1.000％时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加Ni的情况下，其量设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、 Mo：0.005％以上且1.000％以下
Cr、V和Mo均具有使强度与延展性的平衡提高的作用，因此是可以根据需要添加的元素。其添加效果在Cr：0.005％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％以上时得到。但是，分别以Cr：超过1.000％、V：超过0.500％和Mo：超过1.000％而过量添加时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，扩孔性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加这些元素的情况下，其量分别设定为Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下和Mo：0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cu：0.005％以上且1.000％以下
Cu是对钢的强化有效的元素，其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，Cu量超过1.000％时，硬质的马氏体量变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加。因此，在扩孔试验时裂纹的传播容易发展，扩孔性降低。因此，在添加Cu的情况下，其量设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下
从抑制由于钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约数十微米的厚度区域的脱碳的观点考虑，Sn和Sb分别是可以根据需要添加的元素。通过抑制这样的氮化、氧化，能够防止钢板表面中马氏体量减少，因此，Sn和Sb对确保强度、材质稳定性有效。另一方面，Sn和 Sb分别超过0.200％而过量添加时，导致韧性的降低。因此，在添加 Sn、Sb的情况下，其量分别设定为0.002％以上且0.200％以下的范围。
Ta：0.001％以上且0.010％以下
Ta与Ti、Nb同样地生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外认为，Ta部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成 (Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，由此具有抑制析出物的粗大化、使析出强化对强度提高的贡献稳定化的效果。因此，优选含有Ta。在此，前述的析出物稳定化的效果通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量添加Ta，其添加效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加Ta的情况下，其量设定为0.001％以上且0.010％以下的范围。
Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下
Ca、Mg和REM均是使硫化物的形状球状化、在改善硫化物对扩孔性(延伸凸缘性)的不利影响的方面有效的元素。为了得到该效果，需要分别添加0.0005％以上。另一方面，Ca、Mg和REM分别超过0.0050％的过量添加会引起夹杂物等的增加，从而引起表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、Mg和REM的情况下，其量分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。
需要说明的是，上述以外的成分为Fe和不可避免的杂质。
接着，对本发明的高强度钢板的显微组织进行说明。
铁素体的面积率：15％以上且55％以下
对于本发明的高强度钢板而言，为了确保充分的延展性，需要使铁素体量以面积率计为15％以上。另一方面，为了确保980MPa以上的TS，优选使软质的铁素体量以面积率计为55％以下。优选为20％以上且50％以下的范围。
马氏体的面积率：15％以上且30％以下
另外，为了达到980MPa以上的TS，需要使马氏体量以面积率计为15％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，需要使马氏体量以面积率计为30％以下。优选为17％以上且25％以下的范围。
在此，铁素体和马氏体的面积率可以以下述方式求出。
即，对与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)进行研磨后，用 3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，对于板厚1/4位置(距钢板表面在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍的倍率观察10个60μm×45μm范围的视野，得到组织图像。可以使用该得到的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体)的面积率，对这些值进行平均而求出。另外，上述的组织图像中，铁素体呈现为灰色的组织(基体组织)，马氏体呈现为白色的组织，由此进行识别。
残余奥氏体的体积率：12％以上
对于本发明的高强度钢板而言，为了确保充分的延展性，需要使残余奥氏体量以体积率计为12％以上。优选为14％以上。另外，残余奥氏体的体积率的上限没有特别限定，但随着残余奥氏体体积率的增大，延展性提高的效果小的残余奥氏体、即C和Mn等成分稀薄的所谓不稳定的残余奥氏体增加，因此，优选设定为约65％。更优选为55％以下。
残余奥氏体的体积率通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面(距钢板表面在深度方向上相当于板厚的1/4的面)、并测定该板厚1/4面的衍射 X射线强度来求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残余奥氏体的 {111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、 {200}、{211}面的峰的积分强度的全部12种组合的强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。
铁素体的平均结晶粒径：4.0μm以下
铁素体的晶粒的微细化有助于TS(拉伸强度)的提高、延伸凸缘性 (扩孔性)的提高。在此，为了确保期望的TS、确保高扩孔性，需要使铁素体的平均结晶粒径为4.0μm以下。优选为3.0μm以下。
需要说明的是，铁素体的平均结晶粒径的下限值没有特别限定，在工业上优选设定为约0.2μm。
马氏体的平均结晶粒径：2.0μm以下
马氏体的晶粒的微细化有助于扩孔性的提高。在此，为了确保高延伸凸缘性(高扩孔性)，需要使马氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。优选为1.5μm以下。
需要说明的是，马氏体的平均结晶粒径的下限值没有特别限定，在工业上优选设定为约0.05μm。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2.0μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于延展性的提高、扩孔性的提高。在此，为了确保良好的延展性和扩孔性，需要使残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下。优选为1.5μm以下。
需要说明的是，残余奥氏体的平均结晶粒径的下限值没有特别限定，在工业上优选设定为约0.05μm。
另外，关于铁素体、马氏体和残余奥氏体的平均结晶粒径，使用上述的Image-Pro，由与面积率的测定同样地得到的组织图像求出铁素体晶粒、马氏体晶粒和残余奥氏体晶粒各自的面积，算出圆当量直径，对这些值进行平均而求出。需要说明的是，马氏体和残余奥氏体可以通过EBSD(Electron BackScatter Diffraction；电子背散射衍射法)的相图(Phase Map)来识别。
需要说明的是，在求算上述的平均结晶粒径时，均是对粒径为 0.01μm以上的晶粒进行测定的。
铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长径比：大于2.0且 15.0以下
将铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长径比设定为大于 2.0且15.0以下在本发明中是极其重要的。
即，晶粒的长径比大意味着，在冷轧后的热处理(冷轧板退火)中的升温和保持中，几乎不会伴随再结晶地发生回复和晶粒生长，生成伸长的微细晶粒。由这样的微细且高长径比的晶粒构成的组织，在扩孔试验前的冲裁时和扩孔试验时不易产生微孔，因此，大大有助于扩孔性的提高。此外，平均长径比大的铁素体即使微细也会承担变形，因此，能够抑制屈服点伸长率，能够抑制冲压成形后的拉伸应变(屈服点伸长率大的材料受到塑性变形时，以条纹状出现的应变图样的不良现象)。但是，长径比大于15.0时，担心材质的各向异性增大。
因此，铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长径比设定为大于2.0且15.0以下的范围。
需要说明的是，铁素体、马氏体和残余奥氏体的晶粒的平均长径比优选为2.2以上，更优选为2.4以上。
另外，在此所述的晶粒的长径比是指晶粒的长轴长度除以短轴长度而得到的值，各晶粒的平均长径比可以以下述方式求出。
即，可以使用上述的Image-Pro，由与面积率的测定同样地得到的组织图像，算出铁素体晶粒、马氏体晶粒和残余奥氏体晶粒各自30个晶粒的长轴长度和短轴长度，对每个晶粒用其长轴长度除以短轴长度，对这些值进行平均而求出。
残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值：2.0以上
残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上在本发明中是极其重要的。这是因为，为了确保良好的延展性，需要使富集有Mn的稳定的残余奥氏体增多。
需要说明的是，残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以铁素体中的 Mn量(质量％)而得到的值的上限值没有特别限定，从延伸凸缘性的观点考虑，优选设定为约16.0。
另外，残余奥氏体和铁素体中的Mn量可以以下述方式求出。
即，使用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer；电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置处的轧制方向断面的Mn在各相中的分布状态进行定量化。接着，对30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn 量进行分析，对由分析结果得到的各残余奥氏体晶粒和铁素体晶粒的 Mn量分别进行平均，由此可以求出。
需要说明的是，本发明的高强度钢板的显微组织中，除了铁素体、马氏体和残余奥氏体以外，有时还包含贝氏体铁素体、回火马氏体、珠光体和渗碳体等碳化物(除珠光体中的渗碳体以外)。这些组织合计面积率为10％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明的效果。
另外，优选含有以面积率计为2％以上的具有hcp结构的ε相。包含大量具有hcp结构的ε相的钢存在脆化的风险，但使以面积率计为约 2％以上的具有hcp结构的ε相微细分散于铁素体晶界和晶粒内时，在确保良好的强度与延展性的平衡的同时显示出优良的减振性能。另一方面，关于上限，优选设定为约35％。
需要说明的是，具有hcp结构的ε相与马氏体和残余奥氏体可以通过上述的EBSD(Electron BackScatter Diffraction；电子背散射衍射法) 的相图来识别。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法具备：将具有上述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下、在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧、在使平均卷取温度为300℃以上且750℃以下的条件下进行卷取而制成热轧板的热轧工序；对上述热轧板实施酸洗而除去氧化皮的酸洗工序；将上述热轧板在(Ac1相变点 +20℃)以上且(Ac1相变点+120℃)以下的温度范围内保持600s以上且 21600s以下的热轧板退火工序；将上述热轧板以3％以上且小于30％的压下率进行冷轧而制成冷轧板的冷轧工序；和将上述冷轧板在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点+100℃)以下的温度范围内保持超过900s 且21600s以下后进行冷却的冷轧板退火工序。
以下，对这些制造条件的限定理由进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃以上且1300℃以下
钢坯的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献，因此，需要使铸造时析出的Ti、 Nb系析出物再溶解。
在此，钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物的充分溶解是困难的，并且产生因轧制载荷的增大引起的热轧时的故障发生的危险增大等问题。因此，钢坯的加热温度需要设定为1100℃以上。
另外，从将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、减少钢板表面的裂纹、凹凸从而实现平滑的钢板表面的观点考虑，也需要将钢坯的加热温度设定为1100℃以上。
另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，氧化皮损失随着氧化量的增加而增大。因此，钢坯的加热温度需要设定为1300℃以下。
因此，钢坯的加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下的范围。优选为1150℃以上且1250℃以下的范围。
需要说明的是，为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。另外，可以使用制造钢坯后先冷却至室温、然后再次加热的现有方法。此外，也可以没有问题地应用在制造钢坯后不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者稍微进行保热后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，将钢坯在通常的条件下利用粗轧而制成薄板坯，但在使加热温度较低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
将加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧而形成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加，钢基与氧化物的界面***糙，酸洗、冷轧后的钢板的表面品质有劣化的倾向。另外，酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对延展性、延伸凸缘性产生不利影响。此外，结晶粒径变得过度粗大，存在加工时产生冲压品的表面粗糙的情况。
另一方面，精轧出口侧温度低于750℃时，轧制载荷增大，轧制负荷增大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率变高。其结果是，异常的织构发达，最终制品中的面内各向异性变得显著，不仅损害材质的均匀性，而且延展性本身也降低。
因此，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下的范围。优选为800℃以上且950℃以下的范围。
热轧后的平均卷取温度：300℃以上且750℃以下
平均卷取温度是热轧卷材全长的卷取温度的平均值。热轧后的平均卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径变大，难以确保期望的强度。另一方面，热轧后的平均卷取温度低于300℃时，热轧板强度提高，冷轧中的轧制负荷增大，或者产生板形状的不良，因此，生产率降低。因此，需要将热轧后的平均卷取温度设定为300℃以上且750℃以下的范围。优选为400℃以上且650℃以下的范围。
需要说明的是，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，可以暂时将粗轧板卷取。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物(氧化皮)，因此，对于确保最终制品高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，可以进行一次酸洗，也可以分多次进行酸洗。
热轧板退火(热处理)条件：在(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点 +120℃)以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下
热轧板退火中，在(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点+120℃)以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下在本发明中是极其重要的。
即，热轧板退火的退火温度(保持温度)低于(Ac1相变点+20℃)或超过(Ac1相变点+120℃)时、保持时间少于600s时，Mn向奥氏体中的富集不会进行，在最终退火(冷轧板退火)后难以确保充分量的残余奥氏体，延展性降低。另一方面，保持时间超过21600s时，Mn向奥氏体中的富集饱和，不仅对最终退火后得到的钢板的延展性的效力减小，而且也成为成本升高的主要原因。
因此，在热轧板退火中，在(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点 +120℃)以下、优选(Ac1相变点+30℃)以上且(Ac1相变点+100℃)以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下、优选1000s以上且18000s 以下的时间。
需要说明的是，热处理方法可以为连续退火、分批退火中的任意一种退火方法。另外，上述的热处理后，冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以为分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的喷气冷却、喷雾冷却和水冷等中的任意一种冷却。另外，酸洗根据常规方法进行即可。
冷轧的压下率：3％以上且小于30％
在冷轧中，将压下率设定为3％以上且小于30％。通过以3％以上且小于30％的压下率实施冷轧，在冷轧后的热处理(冷轧板退火)中的升温和保持中，铁素体和奥氏体几乎不会伴随再结晶地发生回复和晶粒生长，生成伸长的微细晶粒。即，可以得到长径比高的铁素体、残余奥氏体和马氏体，不仅强度-延展性平衡提高，而且延伸凸缘性(扩孔性) 也显著提高。
冷轧板退火(热处理)条件：在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点 +100℃)以下的温度范围内保持超过900s且21600s以下
在冷轧板退火中，在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点+100℃) 以下的温度范围内保持超过900s且21600s以下在本发明中是极其重要的。
即，冷轧板退火的退火温度(保持温度)低于(Ac1相变点+10℃)或超过(Ac1相变点+100℃)时，Mn向奥氏体中的富集不会进行，难以确保充分量的残余奥氏体，延展性降低。
此外，保持时间为900s以下时，逆相变不会进行，难以确保期望的残余奥氏体量，延展性降低。其结果是，YP(屈服强度)提高，YR(屈服比)增高。另一方面，保持时间超过21600s时，提前期成本变高，生产率降低。
因此，在冷轧板退火中，在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点 +100℃)以下、优选(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点+80℃)以下的温度范围内保持超过900s且21600s以下、优选1200s以上且18000s 以下的时间。
另外，对以上述方式得到的冷轧板实施热镀锌处理、热镀铝处理、电镀锌处理等镀覆处理，由此，能够得到在表面具备热镀锌层、热镀铝层、电镀锌层的高强度钢板。需要说明的是，“热镀锌”也包含合金化热镀锌。
例如，在实施热镀锌处理时，将实施上述冷轧板退火而得到的冷轧板浸渍到440℃以上且500℃以下的热镀锌浴中而实施热镀锌处理，然后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。需要说明的是，热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.22质量％以下的锌镀浴。另外，在实施热镀锌层的合金化处理时，在热镀锌处理后，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理。在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残余奥氏体的体积率，延展性有时降低。另一方面，合金化处理温度低于450℃时，合金化不会进行，难以生成合金层。因此，在进行锌镀层的合金化处理时，优选在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施热镀锌层的合金化处理。需要说明的是，热镀锌层和合金化热镀锌层的附着量优选设定为每单面10～150g/m2的范围。
需要说明的是，其他的制造条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火、热镀锌、热镀锌层的合金化处理等一系列处理优选在作为热镀锌线的CGL(ContinuousGalvanizing Line，连续镀锌线) 中进行。
另外，在实施热镀铝处理时，将实施上述冷轧板退火而得到的冷轧板浸渍到660～730℃的铝镀浴中而实施热镀铝处理，然后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。另外，铝镀浴温度符合(Ac1相变点+10℃) 以上且(Ac1相变点+100℃)以下的温度范围的钢通过热镀铝处理而进一步生成微细且稳定的残余奥氏体，因此，能够进一步提高延展性。需要说明的是，热镀铝层的附着量优选设定为每单面10～150g/m2的范围。
此外，也可以实施电镀锌处理而形成电镀锌层。此时，镀层厚度优选设定为每单面5μm～15μm的范围。
需要说明的是，对于以上述方式制造的高强度钢板，可以以形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。小于0.1％时，效果小，还难以控制，因此，0.1％成为优选范围的下限。另外，超过2.0％时，生产率显著降低，因此，将2.0％设定为优选范围的上限。
另外，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分多次进行。此外，也可以对以上述方式制造的高强度钢板进一步实施树脂、油脂涂覆等各种涂装处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在表2 所示的条件下进行热轧，酸洗后，实施热轧板退火，接着进行冷轧，然后实施冷轧板退火，由此得到冷轧板(CR)。另外，对于一部分冷轧板，进一步实施热镀锌处理(也包含在热镀锌处理后进行合金化处理的情况)、热镀铝处理或电镀锌处理，制成热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、热镀铝钢板(Al)、电镀锌钢板(EG)。
需要说明的是，关于热镀锌浴，GI使用含有0.19质量％的Al的锌浴，GA使用含有0.14质量％的Al的锌浴，浴温均设定为465℃。需要说明的是，GA的合金化温度如表2所示。另外，镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀层)，GA中，将镀层中的Fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。此外，热镀铝钢板用的热镀铝浴的浴温设定为700℃。另外，EG的膜厚设定为每单面8～12μm(两面镀层)。
需要说明的是，表1中的Ac1相变点(℃)使用以下的公式来求出。
Ac1相变点(℃)＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16 ×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
在此，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Cu)、(％Ni)、(％Cr)、(％Mo)为各元素的钢中含量(质量％)。
Figure BDA0002055515200000241
[表2]
Figure BDA0002055515200000251
下划线部：表示适当范围外。
*CR：冷轧板(无镀层)、GI：热镀锌钢板(无锌镀层的合金化处理)、 GA：合金化热镀锌钢板、AI：热镀铝钢板、EG：电镀锌钢板
对于这样得到的钢板，通过前述的方法考察断面显微组织。将这些结果示于表3中。
[表3]
Figure BDA0002055515200000261
下划线部：表示适当范围外。
F：铁素体、F’：未再结晶铁素体、RA：残余奥氏体、M：马氏体、TM：回火马氏体
ε：具有hcp结构的ε相、P：珠光体、θ：碳化物(渗碳体等)
另外，对于以上述方式得到的钢板，进行拉伸试验和扩孔试验，以下述方式对拉伸特性和扩孔性进行评价。
拉伸试验中，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011年) 来进行，测定YP(屈服应力)、YR(屈服比)、TS(拉伸强度)和EL(总伸长率)。在此，YR是YP除以TS并用百分率表示的值。
需要说明的是，将YR＜68％、TS≥980MPa以上且 TS×EL≥22000MPa·％、并且TS980MPa级时EL≥26％、TS1180MPa 级时EL≥22％、TS1470MPa级时EL≥18％的情况判断为良好。
另外，TS：980MPa级是指TS为980MPa以上且低于1180MPa 的钢板，TS：1180MPa级是指TS为1180MPa以上且低于1470MPa的钢板，TS：1470MPa级是指TS为1470MPa以上且低于1760MPa的钢板。
另外，扩孔试验依据JIS Z 2256(2010年)来进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔，然后，在使用内径75mm的冲模以9吨(88.26kN)的按压力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径。然后，由下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值对扩孔性进行评价。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)，D0为初期孔径(mm)。
需要说明的是，将TS980MPa级时λ≥20％、TS1180MPa级时λ≥15％、TS1470MPa级时λ≥10％的情况判断为良好。
此外，使上述拉伸试验在伸长率值为10％时中途停止，测定该试验片的表面粗糙度Ra。Ra的测定依据JIS B 0601(2013年)来进行。需要说明的是，在拉伸应变显著的情况下，Ra＞2.00μm，因此，将Ra≤ 2.00μm的情况判断为良好。
此外，在制造钢板时，对生产率、以及热轧和冷轧时的通板性、最终退火板(冷轧板退火后的钢板)的表面性状进行评价。
在此，关于生产率，对(1)产生热轧板的形状不良、(2)为了进入下一工序而需要热轧板的形状矫正时、(3)退火处理的保持时间长时、等的提前期成本进行评价。而且，将不符合(1)～(3)中的任意一种的情况判断为“良好”，将符合(1)～(3)中的某一种的情况判断为“不良”。
另外，关于热轧的通板性，将因轧制载荷的增大而使轧制时的故障发生的危险增大的情况判断为不良。
同样地，关于冷轧的通板性，也将因轧制载荷的增大而使轧制时的故障发生的危险增大的情况判断为不良。
此外，关于最终退火板的表面性状，将无法将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、钢板表面的裂纹、凹凸增大而得不到平滑的钢板表面的情况判断为不良。另外，将氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加、钢基与氧化物的界面***糙、酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况、酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等的情况也判断为不良。
将这些评价结果示于表4中。
[表4]
Figure BDA0002055515200000291
可知如表4所示，就本发明例而言，拉伸强度(TS)均为980MPa 以上且屈服比(YR)均小于68％，并且均具有良好的延展性和强度-延展性平衡，而且扩孔性也均优良。另外，本发明例在生产率、热轧和冷轧的通板性、以及最终退火板的表面性状方面也都优良。
另一方面，就比较例而言，拉伸强度、屈服比、延展性、强度-延展性平衡、扩孔性中的某一项以上没有得到期望的特性。
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造YR(屈服比)小于68％并且具有980MPa以上的TS(拉伸强度)的延展性和扩孔性优良且具有低屈服比的高强度钢板。
因此，通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值非常大。

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其中，
成分组成为：以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：超过4.20％且6.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.003％以上且0.200％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，以面积率计铁素体为15％以上且55％以下、马氏体为15％以上且30％以下，以体积率计残余奥氏体为12％以上，
并且，所述铁素体的平均结晶粒径为4.0μm以下、所述马氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下、所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2.0μm以下，并且所述铁素体、所述马氏体和所述残余奥氏体的晶粒的平均长径比分别为2.2以上且15.0以下，
而且，所述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以所述铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，
所述高强度钢板的拉伸强度为980MPa以上且屈服比小于68％。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计还含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具备热镀锌层。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具备热镀铝层。
5.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具备电镀锌层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求1或2所述的高强度钢板的制造方法，其具备：
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下、在使精轧出口侧温度为750℃以上且1000℃以下的条件下进行热轧、在使平均卷取温度为300℃以上且750℃以下的条件下进行卷取而制成热轧板的热轧工序；
对所述热轧板实施酸洗而除去氧化皮的酸洗工序；
将所述热轧板在(Ac1相变点+20℃)以上且(Ac1相变点+120℃)以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下的热轧板退火工序；
将所述热轧板以3％以上且小于30％的压下率进行冷轧而制成冷轧板的冷轧工序；和
将所述冷轧板在(Ac1相变点+10℃)以上且(Ac1相变点+100℃)以下的温度范围内保持超过900s且21600s以下后进行冷却的冷轧板退火工序。
7.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求3所述的高强度钢板的制造方法，其中，在权利要求6的所述冷轧板退火工序后进一步具备：对所述冷轧板实施热镀锌处理的工序、或者实施热镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施合金化处理的工序。
8.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求4所述的高强度钢板的制造方法，其中，在权利要求6的所述冷轧板退火工序后进一步具备：对所述冷轧板实施热镀铝处理的工序。
9.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求5所述的高强度钢板的制造方法，其中，在权利要求6的所述冷轧板退火工序后进一步具备：对所述冷轧板实施电镀锌处理的工序。
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Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102109265B1 (ko) * 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102264344B1 (ko) * 2019-09-30 2021-06-11 현대제철 주식회사 고강도 및 고성형성을 가지는 강판 및 그 제조방법
KR20220068245A (ko) * 2019-10-23 2022-05-25 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그의 제조 방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
CN101861406A (zh) * 2007-11-22 2010-10-13 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板
JP2011047054A (ja) * 1999-07-30 2011-03-10 Arcelormittal France Ｔｒｉｐ鋼からなる薄いストリップ
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
WO2016067626A1 (ja) * 2014-10-30 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JP2588420B2 (ja) 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性の良好な超高強度鋼材の製造方法
JP3857939B2 (ja) 2001-08-20 2006-12-13 株式会社神戸製鋼所 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
JP4288364B2 (ja) 2004-12-21 2009-07-01 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板
JP5825119B2 (ja) 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5440672B2 (ja) * 2011-09-16 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN107148486B (zh) 2014-10-30 2019-01-08 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法
US10550446B2 (en) 2014-10-30 2020-02-04 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
US10954578B2 (en) 2014-10-30 2021-03-23 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011047054A (ja) * 1999-07-30 2011-03-10 Arcelormittal France Ｔｒｉｐ鋼からなる薄いストリップ
CN101861406A (zh) * 2007-11-22 2010-10-13 株式会社神户制钢所 高强度冷轧钢板
JP2009287102A (ja) * 2008-05-30 2009-12-10 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
CN102341518A (zh) * 2009-04-03 2012-02-01 株式会社神户制钢所 冷轧钢板及其制造方法
WO2016067626A1 (ja) * 2014-10-30 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

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