CN101035921B - 延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供具有500MPa以上的抗拉强度的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板、以及能够以工业规模制造该钢板的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法。该延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的特征在于：以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。

Description

延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法。 
背景技术
近年来，从汽车的轻量化、提高冲撞安全性的必要性考虑，迫切要求车体骨架构件和补强构件、以及坐席骨架构件等的成形性优良的高强度钢板。这些部件形状从外观性和车体设计上的要件考虑，有时也要求复杂的形状，具有优良的加工性能的高强度钢板是必需的。 
另一方面，由于钢板的高强度化，加工方法在多数情况下从现有技术的使用防皱压板的深冲加工变为进行单纯的模锻加工和弯曲加工，特别在弯曲棱边为圆弧形等的曲线的情况下，也有时变为钢板端面被延伸的延伸凸缘加工。而且，根据部件要求，扩展加工孔部(预钻孔)而使其形成凸缘的翻边加工的部件也不少，其扩展量较大者有时扩展到预钻孔的直径1.6倍以上。 
另一方面，部件加工后回弹等的弹性回复现象，越将钢板高强度化则越容易发生，妨碍确保部件的精度。 
因此，这些加工对钢板要求延伸凸缘性和扩孔性、以及弯曲性等的局部成形性，但采用现有技术的钢板，这些性能并不充分，存在裂纹等不良情况发生、不能稳定地进行产品加工的问题。 
对此，从前特开平9-67645号公报提出了改善了延伸凸缘成形性的高强度钢板，但是还是希望进一步改善：加工性、特别提高扩孔性的要求显著增加，而且同时满足延伸率提高。 
发明内容
本发明的目的在于解决上述的现有技术中存在的问题、以工业规模实  现延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法。具体地说，目的在于，以工业规模实现抗拉强度为500MPa以上且发挥上述性能的高强度薄钢板及其制造方法。 
本发明人研究了延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，结果发现，为了使钢板的延展性、扩孔性进一步提高，在钢板的抗拉强度为500MPa以上的高强度冷轧钢板的场合，钢板的金属组织的形态和平衡以及灵活运用回火马氏体是重要的。并且通过利用将抗拉强度与Si、Al设定为特定的关系而确保适宜的铁素体面积率、且避免化学转化成膜处理性和镀覆附着性的劣化，而且利用Mg、REM、Ca的添加控制内部含有的析出物等的夹杂物使局部成形性提高，发现了以前所没有的使冲压成形能力提高的钢板及其制造方法。 
(1)一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。 
(2)根据(1)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：作为化学成分还含有V：0.005～1％、Ti：0.002～1％、Nb：0.002～1％、Cr：0.005～2％、Mo：0.005～1％、B：0.0002～0.1％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％中的1种或2种以上。 
(3)根据(1)或(2)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：还满足下述式(A)， 
(0.0012×[TS目标值]-0.29)/3<[Al]+0.7[Si]<1.0 式(A) 
TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa；[Al]表示Al的质量％；[Si]表示Si的质量％。 
(4)一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：制造板坯，该板坯以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al≤2.0％、N≤0.01％，进而根据需要还可含有V：0.005～1％、Ti：0.002～1％、Nb：0.002～1％、Cr：0.005～2％、Mo：0.005～1％、B：0.0002～0.1％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％中的1种或2种以上，且剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；将上述板坯在1150～1250℃的范围进行加热，然后在800～950℃的温度范围进行热轧，于700℃以下进行卷取，接着经通常的酸洗后以30～80％的压下率进行冷轧，然后在连续退火工序于600℃～Ac3点+50℃下进行均热并实施再结晶退火，以30℃/s以下的平均冷却速度冷却到600℃～Ar3点下，接着以10～150℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，随后在150～400℃下保持1～20分钟后进行冷却，从而显微组织具有下述的金属组织：铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。 
(5)根据(4)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：在连续退火工序于600℃～Ac3点+50℃下进行均热并实施再结晶退火，以10～150℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，随后在150～400℃进行1～20分钟的第1加热保持后，接着在比上述第1加热保持温度高30～300℃的温度且在500℃以下进行1～100秒钟的第2加热保持，然后进行冷却。 
(6)根据(4)所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：在连续退火工序于600℃～Ac3点+50℃下进行均热并实施再结晶退火，以10～150℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，随后在150～400℃进行1～20分钟的第1加热保持后、冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500℃下进行1～100秒钟的第2加热保持，然后进行冷却。 
具体实施方式
根据本发明的高强度薄钢板的组织的最大特征是，在退火急冷工序后通过实施必要的加热处理，得到良好平衡地含有铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、以及贝氏体的金属组织，从而可以得到延展性和扩孔性极其稳定的材质。 
其次，就本发明的化学成分的限定进行说明。 
C：是用于钢的强化以及使淬透性提高的重要的元素，是对于获得由铁素体和马氏体以及贝氏体等构成的复合组织不可缺少的。为了得到TS≥500MPa、且对局部成形性有利的贝氏体和回火马氏体，C的含量为0.03％以上是必要的。另一方面，在含量多时，容易引起渗碳体等铁系碳化物的粗大化，不仅局部成形性劣化，而且焊接后的硬度上升显著，故上限确定为0.25％。 
Si：是不会使钢的加工性降低、对强度升高有利的元素。但是，在低于0.4％时，容易形成对扩孔性有害的珠光体组织，而且铁素体的固溶强化能力降低，形成的组织之间的硬度差增大，导致扩孔性劣化，因此下限确定为0.4％。在超过2.0％时，铁素体的固溶强化能力提高，冷轧性降低、且因钢板表面生成的Si氧化物而引起化学转化成膜处理性降低。而且，因为镀覆附着性、焊接性也降低，因此上限确定为2.0％。 
Mn：从确保强度的观点来说添加Mn是必要的，而且Mn是使碳化物的生成延迟的元素，也是对铁素体的生成有效的元素。在低于0.8％时，强度不能满足，而且铁素体的形成不充分、延展性劣化。在超过3.1％时，马氏体量过多、导致强度升高以及加工性劣化，因此上限确定为3.1％。 
P：如果超过0.02％时，铸造时凝固偏析显著、导致内部裂纹和扩孔性的劣化，同时引起焊缝区的脆化，因此上限确定为0.02％。 
S：以MnS等硫化物系夹杂物形式残留，因此是有害元素。特别是母材强度越高，其影响越显著，在抗拉强度为500MPa以上时必须控制在0.02％以下。但是，在添加有Ti的场合，以Ti系硫化物的形式析出，因此多少得到缓和。 
Al：是钢的脱氧所必需的元素，在超过2.0％时氧化铝等夹杂物量增多、损害加工性，因此上限确定为2.0％。为了使延展性提高，优选添加0.2％  以上。 
N：超过0.01％时母材的时效性以及加工性劣化，因此上限确定为0.01％。 
为了制造高强度钢板，通常来说，必须添加大量的元素，可以抑制铁素体的生成。因此，因为组织中的铁素体的分率减低，第2相的分率增大，所以特别在500MPa以上时延伸率降低。为了对此加以改善，通常多采用添加Si、减低Mn，但前者对化学转化成膜处理性和镀覆附着性不利，后者难以确保强度，所以对于本发明的目标的钢板不能利用。于是，本发明人们经过潜心研究，结果发现了Al和Si的效果，发现在具有满足式(A)的关系的Al、Si、TS平衡时，能够确保充分的铁素体分率，并确保优良的延伸率。 
(0.0012×[TS目标值]-0.29)/3<[Al]+0.7[Si]<1.0 式(A) 
TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa；[Al]表示Al的质量％；[Si]表示Si的质量％。 
在Al和Si的添加量为(0.0012×[TS目标值]-0.29)/3以下时，则对于使延展性提高来说是不足的，而当为1.0以上时，化学转化成膜处理性和镀覆附着性恶化。 
其次，就本发明的选择元素进行描述。 
V：是为了强度提高的目的，可以在0.005～1％的范围添加。 
Ti：是对于强度提高的目的、以及形成对局部成形性的影响较小的Ti系硫化物而对减低有害的MnS有效的元素。而且，也有抑制焊接金属组织的粗大化而不容易脆化的效果，对于发挥这些效果来说，在低于0.002％时不充分，所以将0.002％确定为下限。但是，过剩添加时粗大且方形的TiN增多，不仅局部成形性降低，而且形成稳定的碳化物，在制造母材时奥氏体中的C浓度下降，不能得到所要求的淬火组织、很难确保抗拉强度，故上限确定为1.0％。 
Nb：是对于强度提高的目的、形成抑制焊接热影响区的软化的微细碳化物有效的元素，在低于0.002％时不能充分得到焊接热影响区的软化抑制  效果，因此下限确定为0.002％。另一方面，在过剩添加时，由于碳化物的增加，母材的加工性降低，因此上限确定为1.0％。 
Cr：也可以添加作为强化元素，在低于0.005％时没有效果，在超过2％时延展性以及化学转化成膜处理性劣化，因此确定为0.005～2％的范围。 
Mo：是对强度确保和提高淬透性有效、且容易得到贝氏体组织的元素。据认为，也有抑制焊缝热影响区的软化的效果，且通过与Nb等共存而使其效果提高，在低于0.005％时其效果不充分，下限确定为0.005％。但是，即使过剩地添加，其效果也饱和，在经济上不利，因此上限确定为1％。 
B：是使钢的淬透性提高、同时具有借助于与C的相互作用来抑制C在焊接热影响区的扩散而抑制软化的效果的元素，为了发挥其效果，0.0002％以上的添加是必要的。另一方面，在过剩添加时，不仅母材的加工性降低，而且引起钢的脆化和热加工性的降低，因此上限确定为0.1％。 
Mg：通过添加Mg，与氧结合形成氧化物，但据认为，此时生成的MgO或含有MgO的Al2O3、SiO2、Ti2O3等复合氧化物是非常微细的析出物。在钢中微细且均匀分散的这些氧化物，尽管尚不清楚，但据认为，对于裂纹的起点的冲裁面和剪切面，在冲裁加工或剪切加工时形成微细的空隙，然后在翻边加工和延伸凸缘加工时通过抑制应力集中，具有防止龟裂向粗大的裂纹扩展的效果。由此，可能使扩孔性和延伸凸缘成形性提高，在低于0.0005％时其效果不充分，因此0.0005％确定为下限。另一方面，在添加超过0.01％时，不仅改善程度随添加量而饱和，反而使钢的纯净度劣化，使扩孔性、延伸凸缘成形性劣化，因此上限确定为0.01％。 
REM：被认为是与Mg具有同样效果的元素。尽管尚没有充分地确认，但据认为是借助于通过微细的氧化物的形成而抑制裂纹的效果从而有望提高扩孔性和延伸凸缘成形性的元素，在低于0.0005％时其效果不充分，因此下限确定为0.0005％。另一方面，在添加超过0.01％时，不仅改善程度随添加量而饱和，反而使钢的纯净度劣化，使扩孔性、延伸凸缘成形性劣化，因此上限确定为0.01％。 
Ca：通过硫化物系夹杂物的形态控制(球状化)，具有使母材的局部成  形性提高的效果，在低于0.0005％时其效果不充分，因此下限确定为0.0005％。而且在过剩添加时，不仅效果饱和，由于夹杂物的增加，引起相反效果(局部成形性劣化)，因此上限确定为0.01％。 
在本发明中，将钢板的组织作成铁素体、残余奥氏体、回火马氏体、以及贝氏体的复合组织的理由是，除了为了得到强度以外，还得到延伸率和扩孔性优良的钢板。所谓铁素体是指，多边形铁素体、贝氏体铁素体。 
而且，在本发明中，在高强度薄钢板中的金属组织的最大特征是，钢中具有以面积率计为10％～60％的回火马氏体。该回火马氏体是通过如下的步骤形成的：在退火的冷却过程中生成的马氏体经马氏体相变点以下的冷却后，进行于150～400℃保持1～20分钟的加热处理，再于比上述保持温度高50～300℃的温度且在500℃以下实施保持1～100秒钟而回火，由此成为回火马氏体组织。于是，在回火马氏体的面积率低于10％时，组织之间的硬度差过大，看不到扩孔率的提高，而在回火马氏体的面积率超过60％时，钢板强度下降过多。而且据认为，通过使铁素体以面积率计为10～85％、残余奥氏体以体积率计为1～10％在钢板中以良好的平衡存在，延伸率和扩孔率显著被改善。在铁素体的面积率低于10％时，不能充分确保延伸率；在铁素体的面积率超过85％时，强度变得不足而不优选。并且，在本发明的工艺中，残留有1％以上的残余奥氏体，而在残余奥氏体的体积率超过10％时，残余奥氏体通过加工而相变为马氏体，此时在马氏体相与周边的相的界面发生空隙和很多位错，在这样的部位聚集有氢，延迟破坏特性变差，故不优选。 
对于剩余部分组织的贝氏体来说，即使没被回火的马氏体的含量以相对于全部组织的面积率计为10％以下时对材质也没有影响，所以没有关系。 
其次，说明制造方法。 
首先，制造由上述成分组成构成的板坯。将该板坯在高温状态下、或者冷却到室温后装入加热炉中，以1150～1250℃的范围进行加热，然后在800～950℃的温度范围进行热精轧，在700℃以下卷取，成为热轧钢板。在热轧终轧温度低于800℃时，晶粒成为粗细晶粒混合状态，使母材的加工性降低。在超过950℃终轧时，奥氏体晶粒粗大化，不能得到所要求的显微组织。卷取温度为较低温时，能够抑制珠光体组织的发生，如果考虑冷却负荷，优选为400～600℃的范围。 
[0046]  接着，酸洗后进行冷轧和退火，制作薄钢板。从轧制负荷和材质来看，冷轧压下率为30～80％的范围是优选的。 
退火温度对于确保高强度钢板的规定强度以及加工性是重要的，优选是600℃～Ac3+50℃。在低于600℃时，不能进行充分的再结晶，很难稳定地得到母材自身的加工性。而且，在超过Ac3+50℃时，奥氏体的粒径粗大化，很难抑制铁素体的生成和得到所要求的显微组织。并且，为了得到本发明规定的显微组织，优选进行连续退火的方法。 
其次，以30℃/s以下的平均冷却速度冷却到600℃～Ar3下，使铁素体生成。在低于600℃时珠光体析出，材质劣化，故不优选；在超过Ar3时，不能得到规定的铁素体面积率。而且，即使在平均冷却速度超过30℃/s时，也不能得到规定的铁素体的面积率，因此将平均冷却速度确定为30℃/s以下，更优选为10℃/s以下。 
其次，对于确保对进一步提高扩孔性和延伸凸缘性有效的以面积率计为10％～60％的回火马氏体，进行说明。 
在上述退火及继其后的冷却之后，接着以10～150℃/s的平均冷却速度冷却到400℃以下。在低于10℃/s时，未相变的奥氏体的大部分通过发生贝氏体相变，其后的马氏体生成不充分，从而变得强度不足。在超过150℃/s时，使钢板的形状显著恶化，故不优选。而且在超过400℃时不能充分确保马氏体量，从而变得强度不足。为了通过板材形状、与连续退火线连续设置而实施本发明的生产线而高效率地生产，优选100～400℃或者马氏体相变点温度～400℃。另外，马氏体相变点Ms由式Ms(℃)＝561-471×C(％)-33Mn(％)-17×Ni(％)-17×Cr(％)-21×Mo(％)求出。 
其次，在加热保持工序中，在150～400℃下的温度区保持1～20分钟并冷却。在低于150℃时马氏体不会被回火，组织之间的硬度差增大，而且贝氏体相变也不充分，不能得到规定的延展性和扩孔性。在超过400℃时  被过分回火，强度降低，故不优选。 
而且，在该加热保持工序中，为了确保回火马氏体，优选将上限确定为马氏体相变点以下。 
并且，在该加热保持工序中，为了确保贝氏体，优选将下限确定为超过马氏体相变点。 
在保持时间低于1分钟时，回火和相变几乎没有进展，或者进展不完全，延展性和扩孔率不会提高。在超过20分钟时，回火和相变已经基本结束，因此即使时间延长也没有效果。 
另外，上述的加热保持工序是与连续退火线连续设置、或设置另外的线都没有关系，但是与连续退火设备连续设置或者在连续退火线的过时效炉实施，从生产率来看是优选的。 
为了在切实确保贝氏体之外，还确保回火马氏体，优选的是将上述的加热保持工序作为第1加热保持工序，于150～400℃以下进行加热保持，待保持1～20分钟后，作为第2加热保持工序，在比上述第1加热保持工序的保持温度高30～300℃的温度且在500℃以下保持1～100秒钟后进行冷却。 
在第2加热保持工序的温度低于第1加热保持工序的保持温度+30℃时，马氏体不会被回火，组织之间的硬度差增大，不能得到规定的延展性和扩孔性。在第2加热保持工序的温度超过第1加热保持温度+300℃时，马氏体被过分回火，强度降低，故不优选。 
在保持时间低于1秒时，回火几乎没有进展或者进展不完全，延展性和扩孔率不会提高。在超过100秒时，回火已经基本结束，因此即使时间延长也没有效果。 
为了除了切实确保贝氏体之外，还将未相变的奥氏体进行马氏体化，而且确保回火马氏体，优选的是将上述的加热保持工序作为第1加热保持工序，于150～400℃以下进行加热保持，待保持1～20分钟后，冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500℃下实施保持1～100秒钟的第2加热保持，然后进行冷却。将第2加热保持工序的温度确定为冷却到上述马氏体相变点以下时的冷却终了温度+50～300℃且为500℃以下时，能  够切实地确保回火马氏体，故是优选的。 
在第2加热保持工序的温度低于其冷却终了温度时，马氏体不会被回火，组织之间的硬度差增大，不能得到规定的延展性和扩孔性。第2加热保持工序的温度的下限更优选为冷却终了温度+50℃且在马氏体相变点以上，再优选为冷却终了温度+300℃。第2加热保持工序的温度超过500℃时，被过分回火，强度降低，故不优选。 
在保持时间低于1s时，回火几乎没有进展或者进展不完全，延展性和扩孔率不会提高。在超过100秒时，回火已经基本结束，因此即使时间延长也没有效果。 
此外，本钢板即使是冷轧钢板、镀覆钢板中的任何钢板也没有关系。而且镀覆即使是通常的镀锌、镀铝等任何镀覆也没有关系。镀覆是热浸镀以及电镀的任何种类也都可以，而且在镀覆后即使实施合金化处理也没有关系，且即使是多层镀覆也没有关系。在没有实施镀覆的钢板或实施了镀覆的钢板上进行皮膜叠层处理而形成的钢板也不脱离本发明的范围。 
实施例 
用真空熔炼炉制造具有表1所示的成分组成的钢，冷却凝固后再次加热到1200～1240℃，于880～920℃进行精轧(板厚2.3mm)，冷却后在600℃保持1小时，由此再现热轧的卷取热处理。将得到的钢板通过磨削，去除氧化铁皮，实施冷轧(1.2mm)，然后采用连续退火模拟器，进行750～880℃×75s的退火。 
然后，用表2的条件的[8](比较例)、[2]、[6](本发明例)，实施冷却和加热保持。 
此外，使用表1所述的钢种G，用表2的条件的[1]、[5](本发明例)、[3]、[4]、[7](比较例)，变更回火的加热保持条件并进行比较。 
Figure S05834205020070410D000111
表2 
Figure S05834205020070410D000121
另外，本发明中使用的各种试验方法如下所述。 
拉伸特性：实施JIS5号拉伸试验片的轧制方向与垂直方向的拉伸试验，进行评价。 
扩孔率：采用日本钢铁联盟标准JFST1001-1996扩孔试验方法。 
对于φ10mm的冲裁孔(冲头内径为10.3mm、间隙为12.5％)，用顶角60°的圆锥冲头以20mm/min向以冲裁孔的毛边为外侧的方向挤压扩展成形。 
扩孔率λ(％)＝{(D-Do)/Do}×100 
D：裂纹贯穿板厚时的孔径 
Do：初期孔径(10mm) 
金属组织： 
铁素体面积率：用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀后观察。 
铁素体面积率的定量化是用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，对试样进行抛光(氧化铝研磨)，浸渍在腐蚀液(纯水、焦亚硫酸钠、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒钟后，实施再次抛光，水洗后用冷风使其干燥。干燥后的试样组织放大1000倍，用LUZEX(ル—ぜツクス)装置对100μm×100μm的区域测定面积，并确定铁素体的面积％。在各表中，该铁素体的面积率记为铁素体面积％。 
回火马氏体 
面积率：用光学显微镜观察以及调平器(レペラ—)腐蚀观察马氏体。 
回火马氏体面积率的定量是采用调平器腐蚀对试样进行抛光(氧化铝研磨)，浸渍在腐蚀液(纯水、焦亚硫酸钠、乙醇、苦味酸的混合液)中10秒钟后，实施再次抛光，水洗后用冷风使其干燥。将干燥后试样的组织放大1000倍，用LUZEX装置对100μm×100μm的区域测定面积，并确定回火马氏体的面积％。在各表中，该回火马氏体的面积率记为回火马氏体面积％。 
残余奥氏体的体积率：在供试验材料板的表层至1/4厚度的化学抛光面，从由MoKα线的铁素体引起的(200)、(210)面积分强度和奥氏体的(200)、(220)、以及(311)的面积分强度将残余奥氏体定量，作为残余奥氏体的体积率。残余奥氏体的体积率为1～10％以上为良好。在各表中，该残余奥氏体的体积率记为残余γ体积％。 
实施例1的表2所示的实验编号[8]的比较例的试验结果示于表3。并且，分别将本发明的实验编号[2]的试验结果示于表4、实验编号[6]的结果示于表5、实验编号[9]的结果示于表6。并且将实施例2的试验结果示于表7。 
(实施例1)当将作为比较例的与现有技术的操作条件相同的实验编号[8]，与本发明的实验编号[2]、[6]、[9]相比较时，发现本发明例的扩孔率、延伸率显示更良好的数值。 
而且，具有相同水平的抗拉强度且成分也大致相同，但与没有满足式(A)的钢相比较，在钢种B和C、E和F、K和L中，满足式(A)的C、F、L钢的铁素体面积率大、延伸率也显示良好的成绩。 
(实施例2)当进一步变更和比较回火条件时，回火温度高的实验  编号[4]、[7]，强度下降较大，延伸率也降低。据认为，延伸率的降低是由于发生珠光体的缘故。本发明例的实验编号[1]、[2]、[5]、[6]、[9]，均显示良好的结果。 
表3 
(实施例1) 
实验编号[8](比较例)、带下划线且粗笔字斜体为不合格
Figure S05834205020070410D000141
表4 
实验编号[2](本发明)带下划线且粗笔字斜体为不合格
Figure S05834205020070410D000151
表5 
实验编号[6](本发明)带下划线且粗笔字斜体为不合格 
Figure S05834205020070410D000161
表6 
实验编号[9](本发明)带下划线且粗笔字斜体为不合格
Figure S05834205020070410D000171
表7 
(实施例2) 
用钢种G观察操作条件的影响 
Figure S05834205020070410D000181
根据本发明，可能提供用于汽车部件等的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板及其制造方法，其工业价值极大。 

Claims (5)

1.一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al：0.2～2.0％、N≤0.01％，以及剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；显微组织中铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。
2.根据权利要求1所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：作为化学成分还含有V：0.005～1％、Ti：0.002～1％、Nb：0.002～1％、Cr：0.005～2％、Mo：0.005～1％、B：0.0002～0.1％、Mg：0.0005～0.01％、REM：0.0005～0.01％、Ca：0.0005～0.01％中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1或2所述的延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板，其特征在于：还满足下述式(A)，
(0.0012×[TS目标值]-0.29)/3＜[Al]+0.7[Si]＜1.0     式(A)
TS目标值为钢板的强度设计值，单位为MPa；[Al]表示Al的质量％；[Si]表示Si的质量％。
4.一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：制造板坯，该板坯以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al：0.2～2.0％、N≤0.01％，且剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；将上述板坯在1150～1250℃的范围进行加热，然后在800～950℃的温度范围进行热轧，于700℃以下进行卷取，接着经通常的酸洗后以30～80％的压下率进行冷轧，然后在连续退火工序于600℃～Ac3点+50℃下进行均热并实施再结晶退火，以30℃/s以下的平均冷却速度冷却到600℃～Ar3点下，接着以10～150℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，随后进行第1加热保持工序即在150～400℃下保持1～20分钟，然后进行第2加热保持工序即在比上述第1加热保持工序的保持温度高30～300℃的温度且在500℃以下保持1～100秒钟，然后进行冷却，从而显微组织具有下述金属组织：铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。
5.一种延伸率和扩孔性优良的高强度薄钢板的制造方法，其特征在于：制造板坯，该板坯以质量％计含有C：0.03～0.25％、Si：0.4～2.0％、Mn：0.8～3.1％、P≤0.02％、S≤0.02％、Al：0.2～2.0％、N≤0.01％，且剩余部分由Fe以及不可避免的杂质组成；将上述板坯在1150～1250℃的范围进行加热，然后在800～950℃的温度范围进行热轧，于700℃以下进行卷取，接着经通常的酸洗后以30～80％的压下率进行冷轧，然后在连续退火工序于600℃～Ac3点+50℃下进行均热并实施再结晶退火，以30℃/s以下的平均冷却速度冷却到600℃～Ar3点下，接着以10～150℃/s的平均冷却速度冷却至400℃以下，随后在150～400℃进行1～20分钟的第1加热保持后，冷却到马氏体相变点以下，在其冷却终了温度至500℃下进行1～100秒钟的第2加热保持，然后进行冷却，从而显微组织具有下述金属组织：铁素体以面积率计为10～85％，残余奥氏体以体积率计为1～10％，回火马氏体以面积率计为10～60％，以及剩余部分为贝氏体。
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Families Citing this family (110)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4235030B2 (ja) * 2003-05-21 2009-03-04 新日本製鐵株式会社 局部成形性に優れ溶接部の硬さ上昇を抑制した引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4679195B2 (ja) * 2005-03-23 2011-04-27 日新製鋼株式会社 低降伏比高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2465961B1 (en) * 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP4743076B2 (ja) * 2006-10-18 2011-08-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
EP2031081B1 (de) * 2007-08-15 2011-07-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
EP2028282B1 (de) 2007-08-15 2012-06-13 ThyssenKrupp Steel Europe AG Dualphasenstahl, Flachprodukt aus einem solchen Dualphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines Flachprodukts
JP5256689B2 (ja) * 2007-10-25 2013-08-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5256690B2 (ja) * 2007-10-25 2013-08-07 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2202327B1 (en) * 2007-10-25 2020-12-02 JFE Steel Corporation Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet with excellent formability
JP5194841B2 (ja) 2008-01-31 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5167487B2 (ja) 2008-02-19 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高強度鋼板およびその製造方法
CA2720702C (en) 2008-04-10 2014-08-12 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and galvanized steel sheet having very good balance between hole expansibility and ductility, and also excellent in fatigue resistance, and methods of producing the steel sheets
KR101027285B1 (ko) * 2008-05-29 2011-04-06 주식회사 포스코 열처리성이 우수한 초고강도 열간성형 가공용 강판, 열처리경화형 부재 및 이들의 제조방법
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5504643B2 (ja) * 2008-08-19 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101109953B1 (ko) * 2008-09-29 2012-02-24 현대제철 주식회사 연신율과 신장플랜지성이 우수한 고장력 열연강판 및 그 제조방법
JP5476735B2 (ja) * 2009-02-20 2014-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4659142B2 (ja) * 2009-03-27 2011-03-30 新日本製鐵株式会社 浸炭焼入れ性の優れた炭素鋼板およびその製造方法
JP5493986B2 (ja) * 2009-04-27 2014-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP5412182B2 (ja) 2009-05-29 2014-02-12 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた高強度鋼板
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR100958019B1 (ko) * 2009-08-31 2010-05-17 현대하이스코 주식회사 복합조직강판 및 이를 제조하는 방법
CA2781815C (en) 2009-11-30 2015-04-14 Nippon Steel Corporation High strength steel plate with ultimate tensile strength of 900 mpa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance and method of production of same
EP2516151B1 (en) 2009-12-21 2017-12-13 Tata Steel IJmuiden BV High strength hot dip galvanised steel strip
JP5589893B2 (ja) * 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5327106B2 (ja) * 2010-03-09 2013-10-30 Ｊｆｅスチール株式会社 プレス部材およびその製造方法
JP5739669B2 (ja) * 2010-04-20 2015-06-24 株式会社神戸製鋼所 延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5141811B2 (ja) * 2010-11-12 2013-02-13 Ｊｆｅスチール株式会社 均一伸びとめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101539513B1 (ko) 2010-12-17 2015-07-24 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101243002B1 (ko) * 2010-12-22 2013-03-12 주식회사 포스코 연신율이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
EP2942416B1 (en) * 2011-03-31 2017-06-07 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheet with excellent workability and manufacturing process therefor
JP5862051B2 (ja) * 2011-05-12 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
EP2719786B1 (en) * 2011-06-10 2016-09-14 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Process for producing a hot press-formed product.
US9745639B2 (en) 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
US20140083574A1 (en) 2011-06-30 2014-03-27 Hyundai Hysco Co.,Ltd. Heat-hardened steel with excellent crashworthiness and method for manufacturing heat-hardenable parts using same
JP5273324B1 (ja) 2011-07-29 2013-08-28 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20140068186A (ko) * 2011-09-13 2014-06-05 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 고강도 용융침지아연도금 강 스트립
MX2014003712A (es) 2011-09-30 2014-07-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, de alta resistencia, y lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente, aleada, de alta resistencia, que tiene excelente adhesion de enchapado, formabilidad, y capacidad de expansion de agujero con resistencia a la traccion de 980 mpa o mas y metodo de fabricacion de las mismas.
ES2712809T3 (es) * 2011-09-30 2019-05-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Chapa de acero galvanizada y su método de fabricación
CA2850091C (en) * 2011-09-30 2016-06-28 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and small material anisotropy with ultimate tensile strength of 980 mpa or more and manufacturing method therefor
EP2765212B1 (en) * 2011-10-04 2017-05-17 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP5365758B2 (ja) * 2011-10-06 2013-12-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
EP2792760B1 (en) * 2011-12-15 2018-05-30 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold-rolled steel sheet having small variations in strength and ductility and manufacturing method for the same
TWI510641B (zh) * 2011-12-26 2015-12-01 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and manufacturing method thereof
TWI468534B (zh) * 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
JP5348268B2 (ja) 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5890710B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
JP5890711B2 (ja) * 2012-03-15 2016-03-22 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス成形品およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN102912235B (zh) * 2012-10-29 2014-11-12 武汉钢铁(集团)公司 抗拉强度590MPa级热轧双相钢及其制造方法
JP5632947B2 (ja) * 2012-12-12 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN103060690A (zh) * 2013-01-22 2013-04-24 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度钢板及其制造方法
KR20150132208A (ko) * 2013-03-11 2015-11-25 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 고강도 용융 침지 아연도금 복합상 강 스트립
CN105074038B (zh) * 2013-04-02 2016-12-14 新日铁住金株式会社 热冲压成型体、冷轧钢板以及热冲压成型体的制造方法
KR101299896B1 (ko) * 2013-05-30 2013-08-23 주식회사 포스코 인장강도 1.5ＧＰａ급의 초고강도 강판의 제조방법
CN103469058B (zh) * 2013-10-08 2016-01-13 武汉钢铁(集团)公司 抗拉强度450MPa级具有高扩孔性能的铁素体贝氏体钢及其生产方法
JP2015200012A (ja) * 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2016020714A1 (en) * 2014-08-07 2016-02-11 Arcelormittal Method for producing a coated steel sheet having improved strength, ductility and formability
MX2017010910A (es) * 2015-02-27 2017-11-24 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
US10465260B2 (en) * 2015-04-10 2019-11-05 The Nanosteel Company, Inc. Edge formability in metallic alloys
CN105568147A (zh) * 2015-12-31 2016-05-11 南阳汉冶特钢有限公司 一种铝板带拉伸机钳口用q550特厚板及其生产方法
KR101726130B1 (ko) 2016-03-08 2017-04-27 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
EP3436613B1 (en) * 2016-03-30 2020-05-27 Tata Steel Limited A hot rolled high strength steel (hrhss) product with tensile strength of 1000 -1200 mpa and total elongation of 16%-17%
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
US10385419B2 (en) 2016-05-10 2019-08-20 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
WO2018030502A1 (ja) * 2016-08-10 2018-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018043456A1 (ja) 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板及びその製造方法
WO2018115936A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
EP3575425A4 (en) * 2017-01-30 2020-05-13 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET
CN110382130A (zh) * 2017-02-21 2019-10-25 纳米钢公司 金属合金的改善的边缘可成形性
KR102264783B1 (ko) 2017-03-31 2021-06-14 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉간 압연 강판 및 용융 아연 도금 냉간 압연 강판
KR102336669B1 (ko) 2017-04-21 2021-12-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN107747042A (zh) * 2017-11-06 2018-03-02 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种690MPa级经济型高表面质量高扩孔钢及其制备方法
WO2019097600A1 (ja) 2017-11-15 2019-05-23 日本製鉄株式会社 高強度冷延鋼板
JP6566168B1 (ja) 2017-11-29 2019-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
DE102017130237A1 (de) 2017-12-15 2019-06-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfestes, warmgewalztes Stahlflachprodukt mit hohem Kantenrisswiderstand und gleichzeitig hohem Bake-Hardening Potential, ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Stahlflachprodukts
KR102433938B1 (ko) 2018-01-31 2022-08-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연강판, 고강도 도금강판 및 그것들의 제조방법
TW201938816A (zh) 2018-03-19 2019-10-01 日商新日鐵住金股份有限公司 高強度冷軋鋼板及其製造方法
CN108406238B (zh) * 2018-04-09 2020-07-07 西南交通大学 一种双相叠层组织钢板及其制备方法
CN110643894B (zh) 2018-06-27 2021-05-14 宝山钢铁股份有限公司 具有良好的疲劳及扩孔性能的超高强热轧钢板和钢带及其制造方法
KR102164086B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법
MX2021009365A (es) 2019-02-06 2021-09-10 Nippon Steel Corp Lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente y metodo para producir la misma.
JP6750771B1 (ja) 2019-02-06 2020-09-02 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN113166839B (zh) 2019-02-06 2023-02-10 日本制铁株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
KR102604112B1 (ko) 2019-02-06 2023-11-23 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
CN110747391A (zh) * 2019-08-30 2020-02-04 武汉钢铁有限公司 一种具有优良延伸率的冷轧超高强钢及其制备方法
EP4043595A4 (en) 2019-10-10 2022-08-17 Nippon Steel Corporation COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THE SAME
WO2021153392A1 (ja) * 2020-01-31 2021-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172299A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN115151672A (zh) * 2020-02-28 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
EP4079884A4 (en) * 2020-02-28 2023-05-24 JFE Steel Corporation STEEL SHEET, ELEMENT AND METHOD OF MAKING SUCH STEEL SHEET AND ELEMENT
KR102390816B1 (ko) * 2020-09-07 2022-04-26 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
JP7464887B2 (ja) 2020-10-15 2024-04-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
US20230399712A1 (en) 2020-11-11 2023-12-14 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
KR102470747B1 (ko) * 2020-12-16 2022-11-25 주식회사 포스코 항복비 및 성형성이 우수한 고강도 냉연강판의 제조방법 및 이를 이용하여 제조된 고강도 냉연강판
CN114763595B (zh) * 2021-01-15 2023-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种冷轧钢板以及冷轧钢板的制造方法
KR20230125023A (ko) 2021-03-10 2023-08-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
EP4269644A4 (en) 2021-03-10 2024-03-13 Nippon Steel Corp COLD ROLLED STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING THE SAME
CN113106336B (zh) * 2021-03-17 2022-06-10 唐山钢铁集团有限责任公司 一种降低激光焊接头软化程度的超高强双相钢及生产方法
EP4273282A1 (en) 2021-03-25 2023-11-08 Nippon Steel Corporation Steel plate
CN113403551B (zh) * 2021-05-21 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法
CN113549821A (zh) * 2021-06-29 2021-10-26 鞍钢股份有限公司 一种低屈强比高扩孔率800MPa级热轧酸洗复相钢及其生产方法
CN113941599A (zh) * 2021-09-14 2022-01-18 中国第一汽车股份有限公司 一种汽车用高强韧性热成形零件的制备方法
CN114959478B (zh) * 2022-05-30 2023-05-02 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多用的800MPa级复相钢及其调控方法
CN114959482B (zh) * 2022-05-31 2023-05-30 山东钢铁集团日照有限公司 一种一钢多用的800MPa级双相钢及其调控方法
KR20230170171A (ko) * 2022-06-09 2023-12-19 주식회사 포스코 연신율 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
CN115710673B (zh) * 2022-11-07 2023-07-14 鞍钢股份有限公司 一种高扩孔冷轧dh1180钢及其制备方法

Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6423426B1 (en) * 1999-04-21 2002-07-23 Kawasaki Steel Corporation High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS63241120A (ja) * 1987-02-06 1988-10-06 Kobe Steel Ltd 高延性高強度複合組織鋼板の製造法
JP2652539B2 (ja) * 1987-09-21 1997-09-10 株式会社神戸製鋼所 張出し成形性及び疲労特性にすぐれる複合組織高強度冷延鋼板の製造方法
JPH01272720A (ja) * 1988-04-22 1989-10-31 Kobe Steel Ltd 高延性高強度複合組織鋼板の製造法
JP3317303B2 (ja) * 1991-09-17 2002-08-26 住友金属工業株式会社 局部延性の優れた高張力薄鋼板とその製造法
JP3350944B2 (ja) * 1991-12-21 2002-11-25 住友金属工業株式会社 延性，耐食性の優れた高張力冷延薄鋼板と製造法
JP2962038B2 (ja) * 1992-03-25 1999-10-12 住友金属工業株式会社 高張力薄鋼板とその製造方法
JP2660644B2 (ja) * 1992-11-02 1997-10-08 新日本製鐵株式会社 プレス成形性の良好な高強度鋼板
US5470529A (en) * 1994-03-08 1995-11-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. High tensile strength steel sheet having improved formability
JPH0967645A (ja) 1995-08-29 1997-03-11 Kobe Steel Ltd 剪断加工後の伸びフランジ性に優れた薄鋼板及びその薄鋼板を用いた素板
JPH11323489A (ja) * 1998-05-13 1999-11-26 Nippon Steel Corp 形状凍結性に優れた良加工性高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3587126B2 (ja) * 1999-04-21 2004-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR100572179B1 (ko) * 1999-10-22 2006-04-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성 및 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및그 제조방법
JP3587116B2 (ja) * 2000-01-25 2004-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3972551B2 (ja) * 2000-01-26 2007-09-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US7090731B2 (en) * 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
JP3927384B2 (ja) * 2001-02-23 2007-06-06 新日本製鐵株式会社 切り欠き疲労強度に優れる自動車用薄鋼板およびその製造方法
JP4188608B2 (ja) 2001-02-28 2008-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP3881559B2 (ja) 2002-02-08 2007-02-14 新日本製鐵株式会社 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
AU2003211764A1 (en) * 2002-03-18 2003-09-29 Kawasaki Steel Corporation Process for producing high tensile hot-dip zinc-coated steel sheet of excellent ductility and antifatigue properties
US7559997B2 (en) 2002-06-25 2009-07-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and process for producing the same
JP4306202B2 (ja) * 2002-08-02 2009-07-29 住友金属工業株式会社 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4062616B2 (ja) * 2002-08-12 2008-03-19 株式会社神戸製鋼所 伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
JP4119758B2 (ja) * 2003-01-16 2008-07-16 株式会社神戸製鋼所 加工性および形状凍結性に優れた高強度鋼板、並びにその製法

Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US6423426B1 (en) * 1999-04-21 2002-07-23 Kawasaki Steel Corporation High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof

Non-Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2001-207235A 2001.07.31
JP特开2001-207236A 2001.07.31
JP特开2004-68050A 2004.03.04

Also Published As

Publication number Publication date
TWI305232B (en) 2009-01-11
EP1808505A4 (en) 2012-04-25
WO2006038708A1 (ja) 2006-04-13
US20080000555A1 (en) 2008-01-03
EP1808505B1 (en) 2018-11-28
CA2582409A1 (en) 2006-04-13
ES2712177T3 (es) 2019-05-09
US20090314395A1 (en) 2009-12-24
EP2690191A3 (en) 2017-03-01
PL1808505T3 (pl) 2019-05-31
JP4445365B2 (ja) 2010-04-07
EP2690191B1 (en) 2018-11-28
EP2690191A2 (en) 2014-01-29
TW200615387A (en) 2006-05-16
KR20070061859A (ko) 2007-06-14
EP1808505A1 (en) 2007-07-18
CN101851730A (zh) 2010-10-06
CA2582409C (en) 2012-02-07
CN101035921A (zh) 2007-09-12
US8137487B2 (en) 2012-03-20
PL2690191T3 (pl) 2019-05-31
JP2006104532A (ja) 2006-04-20
ES2712142T3 (es) 2019-05-09

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