JP7063810B2 - 最小で６００ＭＰａの引張強さを有する熱間圧延され析出強化され結晶粒が微細化された高強度二相鋼鈑およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、熱間圧延された高強度二相鋼の製造方法に関するものである。さらに本発明は、６００ＭＰａ超の引張強さおよび２５％の全伸びを有する熱間圧延された高強度二相鋼に関するものである。

自動車の燃料消費及びそれによる排出は、大気汚染の主要な要因の１つである。環境に配慮した軽量車両設計が、環境汚染問題に対処するために要求されている。軽量自動車の成功には、先進の高強度鋼（ＡＨＳＳ）の鋼鈑の利用が必要とされる。しかし、ＡＨＳＳ鋼鈑は成形性に劣るため、様々な自動車部品に容易に適用できるものではない。そのため、ＡＨＳＳ鋼鈑の延性および成形性に対する要求はますます増大している。したがって、この流れに対処するには、ホイールウェブ用途などの自動車部品用の、優れた均一伸び、加工硬化率および全伸びと組み合わされた高引張強度を有する熱延鋼板の開発が必要であった。

したがって、自動車構造用およびホイールウエブ用途に使用される既存の鋼種を置き換えるには、最小で６００ＭＰａの引張強さを有するだけでなく、良好な成形性および良好な表面品質を有する熱延鋼板を開発する必要がある 。

欧州特許出願公開第１３９８３９２号（Ａ１）および米国特許第８３３７６４３号は、最小で５９０ＭＰａの引張強さを有する熱間圧延された二相（フェライト＋マルテンサイト）鋼を製造する方法を開示している。提案された鋼は、強度を有するものの、多量のＳｉ（最小で、０．５重量％（欧州特許出願）、０．２重量％（米国特許））を含有する。Ｓｉが存在すると、一般に虎マークと呼ばれる表面スケールの発生を起こすであろう。

欧州特許第２０５３１３９号（Ｂ１）には、熱延鋼板を成形後に、４４０～６４０ＭＰａの範囲で変化する引張強さを達成するように熱処理を行う方法が開示されている。しかし、この特許の本質的構成である成形後の熱処理は、加工コストが増加することにつながりやすく、量産に適さない。

欧州特許出願公開第２５７８７１４号（Ａ１）には、焼き入れ硬化性および伸びフランジ性に優れた最小で５９０ＭＰａの引張強さを有する熱延鋼板の製造方法が開示されている。提案された方法によれば、この鋼は１．７～２．５重量％のＭｎを含有しなければならない。このように多量にＭｎを添加すると、Ｍｎは厚さ方向中央部に偏析しやすく、プレス成形時に割れが発生するだけでなく、所望の伸びフランジ性を得にくくなる。

鋼の開発には、自動車のホイールを理解することも重要である。自動車用ホイールはディスクおよびリムから構成されている。ディスクはプレス成形されるが、リムはフレア接続され、突き合わせフラッシュ溶接の後にロール成形される。したがって、ディスクを形成するために必要な材料は、良好な深絞り性、伸び成形性および伸びを有する必要があるが、リムを形成するために必要な材料は、溶接後に良好な成形性を有する必要がある。ホイールディスクおよびリムがそれぞれの工程で形成された後、スポット溶接またはアーク溶接によって組み立てられる。したがって、リムおよびディスクに使用する両方の材料は、良好なスポット溶接性を有する必要がある。自動車ホイール使用の観点から、自動車ホイールに最も重要な機能要件は耐久性であり、これは車輪材料の疲労強度を増加させることによって向上させることができる。

近年行われた様々な研究では、析出硬化鋼および二相（ＤＰ）鋼の両方がホイールディスク用途に適していることが示されている。疲労強度の検討から、ホイール用の鋼の引張強さの上限は約６００ＭＰａ（または８５ｋｓｉ）である（イリエ、ツノヤマ、シノザキ、カトウ、「ＳＡＥペーパー」、第８８０６９５号、１９８８年（Ｔ. Ｉｒｉｅ、Ｔｓｕｎｏｙａｍａ、Ｍ．Ｓｈｉｎｏｚａｋｉ ａｎｄ Ｔ.Ｋａｔｏ：ＳＡＥ Ｐａｐｅr Ｎｏ. ８８０６９５、１９８８）。これは、引張強さが６００ＭＰａを超えると、ノッチ感度が増大して疲労強度が低下するためである。６００ＭＰａ（またはＨＲ－ＤＰ６００）の引張強さを有する熱延ＤＰ鋼は、優れた強度および成形性と同時に良好な伸び（大きいｎ値）およびスポット溶接性のためにホイールディスク用途に非常に一般的な選択となっている。しかし、ＨＲ－ＤＰ６００をどの圧延機でも製造することは難しい。なぜなら、最終的な機械的特性を決定する所望のミクロ組織を得るためには、多くのプロセスパラメータ、例えば、仕上圧延温度、冷却速度などが最適化される必要があり、ランアウトテーブルの長さ、利用可能な水量など圧延機構成を考慮して微調整する必要がある。既存のすべての特許および文献は、鋼の疲労寿命のためにフェライトの強度を増加させるためにかなりの量のＳｉを含有させる。

欧州特許出願公開第１３９８３９２号明細書 米国特許第８３３７６４３号明細書 欧州特許第２０５３１３９号明細書 欧州特許出願公開第２５７８７１４号明細書

イリエ、ツノヤマ、シノザキ、カトウ、「ＳＡＥペーパー」、第８８０６９５号、１９８８年

先行技術に内在する上記の限定を考慮して、本発明の目的は、Ｓｉ含有量が低く６００ＭＰａ超の引張強さを有する熱間圧延された析出強化高強度二相鋼板を製造する方法を提案することである。
本開示の他の目的は、Ｓｉ含有量が低い熱間圧延された析出強化高強度二相鋼板を製造する方法を提案することである。
本開示の他の目的は、Ｓｉ含有量が低く６００ＭＰａ超の引張強さを有する熱間圧延された析出強化高強度二相鋼板を提案することである。
本開示の更に他の目的は、Ｓｉ含有量が低い熱間圧延された析出強化高強度二相鋼板を提案することである。

本発明は、二相鋼板を製造する方法を提供する。この方法は、
化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：＜０．１、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６の溶融鋼を製造するステップ、
溶融鋼をスラブに連続鋳造するステップ、
仕上圧延温度（ＦＲＴ）８４０±３０℃でスラブを熱延鋼板に熱間圧延するステップ、
熱延鋼板を冷却速度４０～７０℃/ｓで中間温度（Ｔ_ＩＮＴ）７２０≦Ｔ_ＩＮＴ≦６５０に達するまでランアウトテーブル上で冷却するステップ、
熱延鋼板を５～７秒間自然冷却するスッテプ、および
熱延鋼板を４０～７０℃/ｓの冷却速度で４００℃未満の巻取り温度まで急冷して残留する炭素富化オーステナイトをマルテンサイトに変態させるステップを含む。

本発明の一具体例による高強度二相鋼を製造する方法の様々なステップ。 本発明の一具体例による高強度二相鋼を得るための冷却曲線の略図。 本発明の一具体例による鋼鈑１の引張応力－歪み曲線。 本発明の一具体例による鋼鈑１の光学顕微鏡写真（ナイタールエッチング）。 本発明の一具体例によるレペラエッチング試料の光学顕微鏡像（白：マルテンサイト（α）、黒：フェライト（α´））。 本発明の一具体例によるレペラエッチング試料の光学顕微鏡像（２μｍ程度の微細結晶粒が見える）。 本発明の一具体例による鋼鈑１の走査型電子顕微鏡像。 （ａ）フェライトマトリクス内の１つの析出物のＴＥＭ明視野像。（ｂ）図８（ａ）の暗視野像。（ｃ）Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）析出物の制限視野回折パターン。（ｄ）Ｎｂ（Ｃ，Ｎ）析出物の暗視野像。（ｅ）析出物のＥＤＳスペクトル。（ｆ）析出物の組成。

本発明の様々な具体例により、以下のステップを含む二相鋼板を製造する方法が提供される。すなわち、この方法は、
化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：０．１未満、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６の溶融鋼を製造するステップ、
溶融鋼をスラブに連続鋳造するステップ、
仕上圧延温度（ＦＲＴ）８４０±３０℃でスラブを熱延鋼板に熱間圧延するステップ、
熱延鋼板を冷却速度４０～７０℃/ｓで中間温度（Ｔ_ＩＮＴ）７２０≦Ｔ_ＩＮＴ≦６５０に達するまでランアウトテーブル上で冷却するステップ、
熱延鋼板を５～７秒間自然冷却するスッテプ、および
熱延鋼板を４０～７０℃/ｓの冷却速度で４００℃未満の巻取り温度まで急冷して残留する炭素富化オーステナイトをマルテンサイトに変態させるステップを含む。

本発明の他の具体例によれば、重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：０．１未満、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６の化学組成を有する二相鋼板が提供される。

図１に二相鋼板を製造する方法１００を示す。ステップ１０４では溶融鋼を製造する。溶融鋼の組成は、重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：０．１未満、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６である。

各合金元素の添加および各元素の制限は、目標のミクロ組織および特性を達成するために不可欠である。

Ｃ:０．０３～０．１２％
炭素は、最も効果的かつ経済的な強化元素の１つである。炭素は、ＮｂまたはＶと結合して、炭化物または炭窒化物を形成し、これにより析出強化が起こる。これは、鋼中に０．０３％以上のＣを必要とする。しかし、良好な溶接性を得るためには、炭素含有量を０．１２％未満に制限しなければならない。

Ｍｎ:０．８～１．５％：
マンガンは、フェライトを固溶強化するだけでなく、オーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させ、それによってフェライト粒径を微細化する。しかし、Ｍｎ含有量は１．５％超にすることはできない。このような高含有量では連続鋳造時に中心偏析の発生を高める。

Ｓｉ＜０．１重量％
ケイ素は、Ｍｎのように非常に効果的な固溶強化元素である。しかし、Ｓｉは、熱間圧延における表面スケールの問題を招く。表面スケールの形成を防止するために０．１％未満に制限すべきである。

Ｎｂ：最大０．０３５％
ニオブは、微量添加であっても結晶粒微細化のための最も強力な微量元素である。ニオブは、固溶体中ではオーステナイトからフェライトへの変態温度を低下させ、フェライト粒径を微細化するだけでなく、ベイナイトのような低温変態生成物の生成を促進する。しかし、Ｎｂの有効性を保証するために、変態温度に達する前にＮｂを析出させてはならない。圧延が開始される前に全Ｎｂ成分が固溶体に残ることを確実にするために、そして単独で添加されるために、最大Ｎｂ含有量は０．０３５％に制限する。

Ｖ: 最大０．０６％
バナジウムによる微量合金化も、析出強化および結晶粒微細化をもたらす。オーステナイトへのバナジウムの溶解度は、他の微小合金元素のそれよりも大きいため、変態前に固溶体に残る可能性が高い。相変態の間に、バナジウムは相対的な炭素および窒素含有量に応じて、粒界に炭化物および/または窒化物として析出し、析出強化および結晶粒微細化をもたらす。所望の強化を達成するためには、ＮｂまたはＶのいずれかを添加することが必要である。両者を添加することもできる。Ｖのみを添加する場合、最大で０．０６重量％が必要である。

Ｐ: 最大０．０２５％
リンの含有量が高いと、Ｐの粒界への偏析による靭性および溶接性の低下を招くため、最大０．０２５％に制限する必要がある。

Ｓ:最大０．００８％
硫黄含有量は制限しなければならない。そうでなければ、介在物が非常に多くなり成形性を劣化させる。

Ｎ:＜０．００７
Ｎ含有量が多すぎると、Ｎｂ（Ｃ、Ｎ）の溶解温度が上昇し、Ｎｂの有効性が低下する。窒素含有量を低下させることは、溶接部の熱影響部における時効安定性、靱性および粒界型応力腐食割れに対する耐性にも良い影響を及ぼす。したがって、窒素含有量は０．００７未満に保つべきであることが好ましい。

Ａｌ:０．０１～０．１
Ａｌは、溶鋼から望ましくない酸素を除去するために使用する。したがって、鋼は、ある量のＡｌを含む。その量は０．０５重量％まででよい。製鋼における過剰（高）なＡｌは、鋳造中のノズルの目詰まりの他に、鋳造スラブの熱変形を減少させるために大きな問題である。したがって、Ａｌは０．１重量％に制限する必要がある。

ステップ１０８において、溶融鋼をスラブに連続鋳造する。
特定された組成の溶融鋼を、まず、従来型の連続鋳造機または薄スラブ鋳造機のいずれかにより連続鋳造する。薄スラブ鋳造機で鋳造する際、鋳造スラブの温度が９５０℃未満の温度に低下することは許されない。薄スラブ温度が９５０℃を下回ると、Ｎｂの析出が起こるからである。その後の再加熱工程で析出物を完全に固溶させることは困難であり、析出強化に効果がなくなるからである。

再加熱
上記に特定した組成のスラブを鋳造した後、そのスラブを１１００℃～１２００℃の温度で２０分～２時間再加熱する。それ以前の加工処理ステップで形成されたＮｂおよび/またはＶの析出物を完全に固溶させることを確実にするために、再加熱温度は１１００℃超でなければならない。再加熱温度が１２００℃を超えることは、オーステナイトが粗大化し、および/または過剰なスケールによる損失を招くため望ましくない。

ステップ１１２において、スラブを、仕上圧延温度（ＦＲＴ）８４０±３０℃で熱延鋼鈑に熱間圧延する。

熱間圧延は、従来の熱間圧延機で圧延を行う場合、再結晶温度よりも高い温度で行う粗工程と、再結晶温度未満の温度で行う仕上工程とから構成される。鋼鈑を連続処理工程を用いて製造する場合、別個の粗圧延機はなく、圧延スケジュールは、鋳造組織を最初のスタンドで破壊し、再結晶温度未満で仕上げ圧延を行なうように設計される。より具体的には、いずれの設定でも仕上げ圧延はＴＦＲＴが８４０±３０℃の温度で行う必要がある。

ランアウトテーブル（ＲＯＴ）での層状冷却
ステップ１１６で、ランアウトテーブル上で熱間圧延鋼鈑を冷却速度４０℃～７０℃／ｓで冷却する。この冷却速度は、中間温度（Ｔ_ＩＮＴ）７２０≦Ｔ_ＩＮＴ≦６５０を達成するまで維持する。

冷却速度は、パーライトの生成を防止するために、４０℃/秒よりも大きくすべきである。どのようなパーライトまたは疑似パーライトでも形成されると、引張強度および伸びフランジ性の両方の劣化がもたらされる。冷却速度が大きいと、フェライト開始温度が低下し、フェライト粒径の微細化ももたらされる。また、フェライトの成長も阻害される。冷却速度を高め、圧延スケジュールを制御することによって、２～６μｍの所望の結晶粒径を達成できる。所望量のフェライトが形成されないので、冷却速度は７０℃／ｓを超えてはならない。この大きな冷却速度は、中間温度まで続ける。中間温度（Ｔ_ＩＮＴ）は、６５０℃≦Ｔ_ＩＮＴ≦７２０℃とすべきである。

ステップ１２０では、鋼鈑をＲｏＴ上で搬送しながら自然冷却させる。空冷時間は非常に重要で、５～７秒である。鋼鈑の空冷時間が５秒未満だと、十分な量のフェライトが形成されない。他方、鋼鈑の空冷時間が７秒超だと、マルテンサイト量が不十分になる。

この時間の間にオーステナイトはフェライトに変態する。しかし、完全に変態するには時間が不十分であるため、オーステナイト全体がフェライトに変態することはない。その結果、自然冷却の終了時に残留しているオーステナイトは炭素富化（リッチ）になっている。フェライトは鋼の平均炭素量を含有できないからである。

ステップ１２０で自然冷却の後、ステップ１２４において、鋼鈑を、さらに急冷する。これにより、残留していた炭素富化オーステナイトが確実にマルテンサイトに変態する。この期間の冷却速度は、４００℃未満の巻取り温度に達するまで４０℃～７０℃／ｓである。冷却温度は、１００℃程度の低温にできる。

固溶元素および微量合金化元素からの強化の寄与は限定されたものである。また、圧延および冷却の制御により可能な結晶粒の微細化の程度は２μｍに制限される。これにより、高強度二相鋼が得られる。

得られたミクロ組織は、フェライトのマトリクス内にマルテンサイト粒子/相を有するものである。ミクロ組織は均一である。換言すれば、フェライトマトリックス全体に均一にマルテンサイト相が分布している。さらに、ベイナイトまたは疑似パーライト／パーライトおよび粒界セメンタイトが回避されており、高強度二相鋼板は、良好な加工硬化率、低降伏強さおよび連続降伏を達成する。ミクロ組織の各相の寄与を以下に示す。

ａ）フェライト
本発明による熱延鋼板は７５～９０体積％のフェライトを有する。フェライトは、Ｍｎからの寄与による固溶強化により強化される。適切な加工条件を用いると、結晶粒径は２～５μｍに制限される。フェライトの微粒化は、フェライトをホールペッチ（Ｈａｌｌ－Ｐｅｔｃｈ）の関係によって強化する。また、微細なＮｂ、Ｖ（ＣＮ）析出物の生成により析出強化される。

ｂ）マルテンサイト
ミクロ組織中のマルテンサイトの量は、１０～２５体積％である。マルテンサイトによる強化は、その構造、炭素含有量および高転位密度によるものである。

ｃ）ベイナイト
ミクロ組織中のマルテンサイトの量は５体積％未満である。

高強度二相鋼板は、第二相としてのマルテンサイトと結合したフェライトマトリクス中に微細な析出物が存在するため、疲労寿命が向上している。

得られた高強度二相鋼板の降伏強さは３５０～５００ＭＰａである。得られた引張強さは、最小で６００ＭＰａである。均一伸び、全伸びは最小でそれぞれ１６％、２２％である。

さらに、高強度二相鋼板の加工硬化指数（ｎ）は０．１５～０．１６である。高強度二相鋼板の降伏強さの引張強さに対する比は０．６～０．８であり、打ち抜き穴の穴拡げ率は約４０％である。

例示のみを目的として、方法１００（鋼鈑１）による（表１に示す）組成を有するスラブをＣＳＰミルにより連続鋳造して、そのスラブを熱間圧延した。鋼鈑の機械的性質を表２、表３および表４に示す。鋼鈑のミクロ組織を図４、図５、図６および図７に示す。得られた機械的性質およびミクロ組織から、化学成分およびＲＯＴ冷却パラメータが本開示の要件に適合する場合に目標の特性が達成できることが明らかである。

光学顕微鏡（ナイタールおよびレペラによりエッチングした）およびＳＥＭによるミクロ組織を図４、図５、図６および図７に示す。そのミクロ組織はフェライトとマルテンサイトからなっている。５０ｍｍの測定部長さの引張試験サンプルを、ＡＳＴＭ Ｅ８規格に準拠して作製した。典型的な引張曲線を図３に示す。図表から明らかなように、新たに開発された鋼は６００ＭＰａ以上の引張強さ、１６％の均一伸び、２２％以上の全伸びを有し、０．１５という大きな加工硬化指数、降伏比（引張強さに対する降伏強さ）が０．６～０．８である。鋼は、フェライトマトリクス中に微細な析出物が分散している。これらの析出物の同定は、ＴＥＭにおけるエネルギー分散型分光法（ＥＤＳ）および選択的領域回折（ＳＡＤ）技術を用いて確認される。図８ａ～ｆに示すように、析出物は主としてＮｂ（Ｃ、Ｎ）である。また、鋼は３μｍ未満の非常に微細な平均結晶粒径を有する。

Claims (17)

1. 二相鋼板の製造方法であって、
   化学組成が、重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：０．１未満、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６を含み、残部が鉄及び不可避不純物である溶融鋼を製造するステップ、
   前記溶融鋼をスラブに連続鋳造するステップ、
   仕上圧延温度（ＦＲＴ）８４０±３０℃で前記スラブを熱延鋼板に熱間圧延するステップ、
   前記熱延鋼板を冷却速度４０～７０℃/ｓで中間温度（Ｔ_ＩＮＴ）６５０℃≦Ｔ_ＩＮＴ≦７２０℃に達するまでランアウトテーブル上で冷却するステップ、
   前記熱延鋼板を５～７秒間自然冷却するスッテプ、および
   前記熱延鋼板を４０～７０℃/ｓの冷却速度で４００℃未満の巻取り温度まで急冷して残留する炭素富化オーステナイトをマルテンサイトに変態させるステップ
   を含み、
   前記二相鋼板は、７５～９０体積％のフェライト、１０～２５体積％のマルテンサイト、５体積％未満のベイナイトを有し、結晶粒径が２～５μｍである、製造方法。
2. 析出物を固溶させるために、連続鋳造された前記スラブを１１００℃～１２００℃の温度範囲で２０分～２時間再加熱する、請求項１に記載された製造方法。
3. 前記二相鋼板の降伏強さが３５０～５００ＭＰａである、請求項１に記載された製造方法。
4. 前記二相鋼板が、６００ＭＰａ以上の引張強さを有する、請求項１に記載された製造方法。
5. 前記二相鋼板が、１６％以上の均一伸びを有する、請求項１に記載された製造方法。
6. 前記二相鋼板が、２２％以上の全伸びを有する、請求項１に記載された製造方法。
7. 前記二相鋼板の加工硬化指数（ｎ）が０．１５～０．１６である、請求項１に記載された製造方法。
8. 前記二相鋼板の降伏強さの引張強さに対する比が０．６～０．８である、請求項１に記載された製造方法。
9. 前記二相鋼板は、打ち抜き穴の穴拡げ率が３８．５％～４０％である、請求項１に記載された製造方法。
10. 重量％で、Ｃ：０．０３～０．１２、Ｍｎ：０．８～１．５、Ｓｉ：０．１未満、Ｃｒ：０．３～０．７、Ｓ：最大０．００８、Ｐ：最大０．０２５、Ａｌ：０．０１～０．１、Ｎ：最大０．００７、Ｎｂ：０．００５～０.０３５、Ｖ：最大０．０６を含み、残部が鉄及び不可避不純物である化学組成を有し、７５～９０体積％のフェライト、１０～２５体積％のマルテンサイト、５体積％未満のベイナイトを有し、結晶粒径が２～５μｍである、二相鋼鈑。
11. 前記二相鋼板の降伏強さが３５０～５００ＭＰａである、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
12. 前記二相鋼板が、６００ＭＰａ以上の引張強さを有する、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
13. 前記二相鋼板が、１６％以上の均一伸びを有する、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
14. 前記二相鋼板が、２２％以上の全伸びを有する、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
15. 前記二相鋼板の加工硬化指数（ｎ）が０．１５～０．１６である、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
16. 前記二相鋼板の降伏強さの引張強さに対する比が０．６～０．８である、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
17. 前記二相鋼板は、打ち抜き穴の穴拡げ率が３８．５％～４０％である、請求項１０に記載された二相鋼鈑。
    

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