CN101460645B - 延伸性、拉伸翻边性及焊接性优异的高强度钢板 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种高强度钢板，例如具有980MPa级以上的抗拉强度，且延伸率、拉伸翻边性及点焊性优良，耐延迟破坏特性也同样优异。该高强度钢板由钢组成，其化学成分满足：C：0.12～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3.0％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.4％以下，余量为Fe及不可避的杂质，上述的Si和C的含有比率(Si/C)以质量比计为7～14范围，而且，纵断面的微观组织以相对于全部组织的占空系数计满足：1)贝氏体铁素体：50％以上，2)条状残留奥氏体：3％以上，3)块状残留奥氏体：1％以上～1/2×条状残留奥氏体占空系数，且4)块状第二相的平均尺寸为10μm以下。

Description

延伸性、拉伸翻边性及焊接性优异的高强度钢板
技术领域
本发明涉及一种高强度钢板，例如具有980MPa级以上的抗拉强度，并且延伸率、拉伸翻边性(stretch flangeability)及点焊性(spot-weldability)优良，耐延迟破坏特性也同样优异，作为机动车用结构构件等(支柱、杆件、加强类等体骨架构件，缓冲器、门把手、板零件、行走部分零件其他的强化构件)等是有用的。 
背景技术
近年来，以机动车等的车体重量轻量化带来的燃油效率的提高及确保冲撞时安全性等为目的，对高强度钢板的需求量越来越大。与此同时，对钢板的抗拉强度的要求从现有的590MPa提高到980MPa级以上。但是，高强度钢板的抗拉强度达到980MPa级以上时，成形性降低是不可避免的，难以适用于复杂形状的零件加工，因此制约了其应用用途。特别是被冲压加工成复杂形状的用途中，要求提供兼备延伸率及拉伸翻边性两种特性的高强度钢板。 
但是，作为显示出优异的延伸率的高强度钢板，作为金属组织含有残留奥氏体的各种钢板被实用化。 
例如，在非专利文献1中公开有一种钢板，其在贝氏体铁素体(bainiticferrite)主体内，将金属组织作为具有条状(lath-type)残留奥氏体的复合组织，由此确保了高强度，并且提高了扩孔性(即，拉伸翻边性)。但是，该钢板当抗拉强度(TS)达到980MPa级以上时，停止在用当作强度(TS)·延伸性(EI)指标的TS×EI尽可能地显示出9000～10300，不能说能够满足。 
另外，使用连续退火炉的实际作业的批量生产线中的最高加热温度为900℃左右，加热时间为5分钟以下。但该文献公布的制造条件中要求，在950℃、1200秒退火后，在盐浴(salt bath)冷却至350～400℃，与实际作业不相称。 
另外，在专利文献1中，通过将母相作为贝氏体铁素体主体组织，含有3％以上的残留奥氏体，确保980MPa级以上的抗拉强度，并且得到延伸率(EI)为20％左右，拉伸翻边性(λ)为55％水平。但是，该技术中，由于高价合金元素即Mo及Ni、Cu等的添加是不可缺少的，所以还留有降低成本的余地。 
另外，在专利文献2中公开有一种钢板，通过将母相组织作为回火贝氏体主体，提高全体延伸率和拉伸翻边性。但是，该钢种以抗拉强度计为900MPa级以下为中心进行探讨，所以对于在980Mpa级以上特别是成为问题的延迟破坏没有充分地考虑。 
非专利文献：ISIJ International，Vol.40(2000)，No.9.p920-926 
专利文献1：(日本)特开2004-332099号公报 
专利文献2：(日本)特开2002-30933号公报 
发明内容
本发明是鉴于上述现有技术而开发的，其目的在于，提供一种高强度钢板，其不添加如Mo、Ni、Cu那样的高价合金元素，具有作为机动车用结构构件等有用的980MPa级以上的抗拉强度，且具有优异的延伸率(EI)和拉伸翻边性(λ)，除此之外，点焊性及耐延迟破坏性也同样优异。 
能够解决上述问题的本发明的高强度钢板，是一种延伸率、拉伸翻边性及焊接性优异的高强度钢板，由钢组成，该钢含有C：0.12～0.25％，Si：1.0～3.0％，Mn：2.0～3.0％，P：0.15％以下(不含0％)，S：0.02％以下(不含0％)，Al：0.4％以下(不含0％)；余量含有Fe及不可避免的杂质，所述Si和C和含有比率(Si/C)以质量计为7～14范围，且纵断面微观组织以相对全组织的占空系数计满足： 
1)贝氏体铁素体：50％以上， 
2)条状残留奥氏体：3％以上， 
3)块状残留奥氏体：1％以下～1/2×条状残留奥氏体占空系数，且， 
4)块状第二相平均尺寸为10μm以下。 
本发明的上述钢板中作为其他元素也可以含有： 
由Ti：0.15％以下(不含0％)、Nb：0.1％以下(不含0％)、Cr：1.0％以下(不含0％)中选择至少一种，或也可以含有Ca：30ppm以下(不含0％)及/或REM：30ppm以下(不含0％)。 
本发明的高强度钢板由于更有效利用其优异的强度，因此，抗拉强度特别优选具有980MPa以上。 
根据本发明，可以廉价地提供一种钢板，通过如上那样特定钢材的化学成分，特别是将Si/C比控制在特定范围内，并且将金属组织作成在贝氏体铁素体主体内含有条状残留奥氏体和块状残留奥氏体复合组织，确保抗拉强度例如980MPa水平以上，并且延伸率-拉伸翻边性优良，显现出优异的加工性，进而焊接性优良，耐延迟破坏性也同样地优异。 
具体实施方式
本发明者在如上的解决课题下，对以贝氏体铁素体为母相的980MPa级以上的TRIP(TRansformation Induced Plasticity：相变诱发塑性)钢板进行刻意研究，为了进一步改善其延伸率及拉伸翻边性，着眼于金属组织中的第二相形态和化学成分，特别是C和Si而重新进行改质研究，结果得到如下述的结论。 
1)作为金属组织，当减少块状残留奥氏体(下面记为残留γ)，增加条状残留γ时，加工性特别是拉伸翻边性提高，且耐延迟破坏特性也提高。 
2)含有一定量的微细块状残留γ时，抑制了拉伸翻边性的降低，其结果是提高抗拉强度(TS)×延伸率(EI)平衡。 
3)若将钢的化学成分中的Si/C的质量比率调节在适当范围内，则得到所期望的组织，其抑制点焊性的降低，并且具有980MPa级以上的强度。 
因此，有效利用这种结论，以对钢成分中的Si、C含量和包含在金属组织中的残留γ的特性、该钢板强度及延伸率和拉伸翻边性、进而是点焊性及延迟破坏特性造成的影响为主体重新进行研究。其结果是，以使用如上述特定成分组成的钢材为前提，控制贝氏体铁素体在金属组织所占的占空系数，并且若将条状残留γ和块状残留γ的占空系数及块状残留γ的尺寸控制在规定值，则确认得到与上述目的一致的高性能的高强度钢板，在本发明中想出。
下面，遵循规定了钢材化学成分及金属组织的理由，明确本发明的具体结构。 
首先，对规定了钢材化学成分的理由进行说明。 
C：0.10％以上、0.25％以下 
C是在保障高强度，并且确保残留γ方面不能缺少的元素，由于γ相中含有足够量的C，且即使在室温下也能残存规定量的γ相，因此也是重要的元素。为了有效地发挥这种作用，必须含有0.10％以上的C，优选其含量为0.12％以上，更优选可以为0.15％以上。但是，C含量过多时，对于点焊性呈现出显著的恶劣影响，所以为了确保点焊性，将C含量的上限规定在0.25％，优选在0.23％以下，更优选在0.20％以下。 
Si：1.0～3.0％ 
Si除作为固溶强化(solution-hardening)元素而起有效作用外，还是在抑制残留γ分解且碳化物生成方面所必需的元素，为了有效地发挥这些作用，Si的含量必须在1.0％以上，优选其含量可以在1.2％以上。但是，其效果在3.0％饱和，达到其以上值时，导致引起点焊性劣化及热轧脆性等危害，所以，其含量最多在3.0％以下，优选可以控制在2.5％以下。 
Mn：1.5～3.0％ 
Mn是必须元素，其抑制多边形铁素体(polygonal ferrite)生成，作为贝氏体铁素体主体组织。另外，在对γ稳定化，且确保期望的残留γ方面也是重要的元素，其含量至少在1.5％以上，优选其含量可以在2.0％以上。 
但是，过度的添加使点焊性及耐延迟破坏特性劣化，因此其含量最多在3.0％以下，优选可以控制在2.5％以下。 
P：0.15％以下，S：0.02％以下 
该元素是钢内不可避地混入的元素，但含量增多时，使加工性及点焊性劣化，因此其含量必须分别控制在上限值以下。 
Al：0.4％以下 
Al和Si一样在抑制碳化物生成，确保残留γ方面是有用的元素，但过度含有时，易生成多边形铁素体，所以其含量最多在0.4％以下，优选应控制在0.2％以下。 
Si/C：7～14(质量比)
通常，为了确保钢金属组织中的残留γ量，需要规定量的C，但增加C的含量时，点焊性，特别是交叉抗拉强度(cross tensile strength)降低。即，由于利用TRIP效果提高加工性，因此增加残留γ的含量时，点焊性降低不可避免，很难使加工性和点焊性并存。但若调整Si、C的含量以使Si/C比达到7以上，则可以更高效地将C浓缩到残留γ中，其结果可以避免点焊性的降低。 
另外，为了得到本发明中想得到的金属组织，需要尽可能地抑制多边形铁素体的生成，并促使贝氏体铁素体相变，但对Si来说，由于具有促使贝氏体铁素体相变的作用，因此，若根据C含量很好地调整Si含量，则易得到本发明中获取的金属组织。 
顺便说明，Si/C比不足7，即相对于C含量，Si含量过少时，贝氏体铁素体相变很难进行，易使粗大的块状残留γ的量增多。该情况下，残留γ的稳定性降低，也不能期待对延伸率的效果，且无法得到满足的若干拉伸翻边性。 
这种效果在Si/C比约为14时饱和，超过14，Si含量过多时，易生成多边形铁素体及粗大的块状残留γ，反而有损本发明的效果。根据这种观点，更优选的Si/C比为8以上、12以下。 
Nb：0.1％以下、Ti：0.15％以下 
这些元素都具有对金属组织进行微细化，提高韧性的作用，所以根据需要，可以少量添加。但是，即使超过上限值添加，也无法得到上述的效果，只会引起成本升高，因此是徒劳的。 
Cr：1.0％以下 
Cr具有抑制多边形铁素体生成，提高强度的作用，所以，根据需要进行添加是有效的。但过度添加时，有可能对作为本发明中成为目标的金属组织的产生不良影响，所以其含量最应至多在1.0％以下。 
Mo、Cu、Ni：分别为0.1％左右以下 
这些元素对强度及耐延迟破坏性的提高起到有效的作用，但本发明中即使不添加这些元素，也能够确保足够优异的性能，另外，这些元素因高价而引起成本上升，所以不一定必须添加。但是，没有限制到杂质水平的混入的理由，而分别在0.1％左右的添加为容许范围。
下面，对于金属组织的限定理由进行说明。 
贝氏体铁素体≥50％ 
贝氏体铁素体不仅位移密度高某种程度，可以容易地实现高强度，而且还发挥降低和第二相即残留γ的硬度差，且提高拉伸翻边性的作用，且在提高耐延迟破坏性方面也是重要的组织，为了有效地发挥这种效果，必须使贝氏体铁素体以占空系数为50％以上存在，更优选的占空系数为60％以上。 
另外，本发明中，贝氏体铁素体在组织内不含有碳化物这点上和贝氏体组织有明显地不同，另外，也和准多边形铁素体组织不同，准多边形铁素体组织具有多边形铁素体组织及细小的亚晶粒等底层组织，其中，多边形铁素体组织具有没有位移或位移极少的底层组织，通过TEM(透射型电子显微镜)观察等能够很容易地识别这些不同点。 
条状残留γ≥3％ 
本说明书中的所谓“形态为条状”意味着平均轴比(纵轴/横轴比：纵横尺寸比)是3以上。这种条状残留γ不仅发挥和现有的残留γ一样的TRIP效果，而且和在中心存在旧γ晶粒边界的块状残留γ相比较，条状残留γ在旧γ晶粒内也分散，因此，组织整体均匀，由于条状残留γ可以一定程度变形，因此抑制局部相变时的裂痕产生，有助于拉伸翻边性的提高。 
另外，条状残留γ由于和母相的每体积的边界面积大，氢吸附能力高，因此具有抑制扩散性氢引起的延迟破坏。而且，条状残留γ和块状残留γ相比较稳定，加工后也有一定量残存，而且，和母相的边界面在相变为马氏体后，也作为氢的陷阱位置而起作用，因此，这种特性也有助于耐延迟破坏性的提高。 
为了有效地发挥这些效果，需要含有条状残留γ在3％以上，理想的是可以其含有在6％以上。 
1％≤块状残留γ≤条状残留γ占空系数×1/2 
在此，“块状”意味着平均轴比(纵轴/横轴)不足3。残留γ具有通过在钢材受应变而变形时相变为马氏体，促使变形部硬化，防止应变集中的作用(TRIP效果)。
条状残留γ与块状残留γ相比，至高应变区域是稳定的，但延伸率比较低，易断裂，抗拉强度是980MPa级以上高强度钢板中，可能在充分发挥TRIP效果前断裂。与之相对，块状残留γ在低应变区域易发现TRIP效果。因此，若适当控制块状残留γ和条状残留γ的含有比率，则可以得到从低应变区域至高应变区域的大范围应变区域优异的TRIP效果。 
为了有效地发挥这种效果，必须确保块状残留γ的占空系数在1％以上。但是，其量超过条状残留γ的1/2倍(0.5倍)时，除在低应变区域内的TRIP效果成为主体且不会有延伸率提高的效果之外，由于在变形早期，相变为马氏体的块状残留γ增多，因此易产生因其后的变形而将马氏体作为起点的断裂，拉伸翻边性也降低。而且，耐延迟破坏特性也恶化，所以，以占空系数计至多控制在条状残留γ的0.5倍以下。 
另外，即使在块状残留γ中混入了马氏体，只要满足后述和条状残留γ的上述占空系数的关系的平均粒径，就能够充分地控制特性的劣化，因此，可以不管混入不可避的马氏体的量的多少。 
块状残留γ的平均粒径≤10μm 
为了有效地发挥上述块状残留γ的效果，必须含有容许混入的马氏体，将块状残留γ的平均粒径控制在10μm以下。顺便说明，块状残留γ的平均粒径超过10μm时，不仅断裂提早发生，拉伸翻边性降低，而且耐延迟破坏性也降低。根据这种观点，块状残留γ的更优选的平均粒径为5 
μm以下。另外，在此所说的块状残留γ的平均粒径是指块状残留γ的圆当量直径(面积相同的圆的直径)的平均值。 
下面，对用于得到在本发明中规定的金属组织的制造条件没有特别地限制，例如一般钢板的制造工序为连续铸造→热轧→酸洗→冷轧→连续退火，其中，只要适当地控制加热温度及升温速度、保持温度、冷却开始温度及冷却速度等即可，另外，在溶融镀锌钢板及合金化溶融镀锌钢板的情况下，只要包含连续镀锌生产线并进行适当的温度控制即可，但在得到上述金属组织方面最重要的是连续退火生产线的热处理条件，因此，下面以连续退火生产线的优选的热处理条件为主加以说明。 
退火时的加热温度：Ac3+10℃以上 
由于得到贝氏体铁素体的金属组织，所以为了抑制多边形铁素体的生 成，可以将退火时的加热温度设定为Ac3+10℃以上。顺便说明，是因为当在Ac3点以下进行连续退火时，在其后的冷却过程中以残存的铁素体为核，易生成多边形铁素体，难以得到本发明想得到的金属组织。更优选的加热温度为Ac3+30℃以上。 
退火后的冷却速度： 
退火后的冷却速度因多边形铁素体的生成稳定，所以是一个重要的控制项目。即，退火后的冷却速度过快时，多边形铁素体少，退火后的冷却速度过慢时，除多边形铁素体生成量过多外，产生结晶粒径也粗大化的倾向。因此，退火后的冷却速度为15～100℃/秒，更优选冷却速度可以控制在20～70℃/秒的范围内。 
另外，不以一定的速度进行冷却，而高速(例如20℃/秒以上)冷却至易生成微细的铁素体的550℃左右以下，通过将其温度以下的冷却速度控制在例如10～20℃/秒程度内，对得到作为目标金属组织也有效。 
退火后的急冷停止温度： 
退火后停止急冷的温度可以控制在除微细多角铁素体和贝氏体铁素体以外的相变未进行的温度(具体地说是340～460℃)。急冷至非常低温时，易生成马氏体，难以得到想要的金属组织。 
冷却后的保持温度： 
上述冷却后，通过保持在一定温度，贝氏体铁素体相变进行，另外，向生成奥氏体的C的浓缩进行而形成残留γ，因此，适当地控制冷却后保持温度也是重要的。得到本发明金属组织方面优选的保持温度是360～440℃范围。优选的保持时间为1分钟以上。在此，需要使保持温度比急冷停止温度更高。 
这样，作为实现本发明规定组织的退火条件，首先通过以高速冷却至低温，将块状残留γ的量控制为少量且微细。在此，满足本发明规定的组成及其关系式时，确保一定以上的块状残留γ量。而且，通过将其后的保持温度保持在比冷却停止温度更趋向高温侧，促进贝氏体铁素体相变，并将条状残留γ控制为与块状残留γ达到规定的关系的量。 
本发明高强度钢板通过使用如上述所述的特定化学成分的钢材，且含有冷却条件及保持条件等，并采用适当的热处理条件，确保了规定的金属 组织，由此，能够廉价地提供具有980MPa级以上的高强度，并且延展-拉伸翻边性良好，点焊性及耐延迟破坏特性也同样优异的钢板。 
实施例 
下面，列举实验例更具体地说明本发明，但不用说，本发明不受下述实验例限制，也可以在可适于前、后的主要内容的范围内适当地增加变更来实施，这些都包含在本发明的技术范围内。 
实验例 
通过熔炼表1所示成分组成的钢材，连续铸造后，以下述条件进行热轧、酸洗、冷轧，接着，通过以表2所示的条件进行热处理(退火)，得到冷轧钢板。 
(热轧) 
加热温度：1200℃×60分 
精加工温度：800℃ 
冷却：以40℃/秒的冷却速度冷却至720℃，经过10分钟空冷后，以40℃/秒冷却至500℃，之后以500℃保持60分钟之后炉冷。 
精加工板厚：3.2mm。 
(酸洗、冷轧) 
酸洗后，冷轧至1.2mm板厚。 
[热处理(退火)] 
如表2所示，加热至规定的退火温度且保持180秒后，以规定的速度冷却至规定的冷却停止温度，以规定温度保持4分钟之后随炉冷却。 
用下述的方法确认所得的冷轧钢板的金属组织，并且对于各供试验钢板，进行抗拉试验、扩孔试验、点焊试验、耐延迟破坏试验，得到在表2及表3中汇总表示的结果。 
(金属组织) 
组织鉴别方法： 
A：里佩拉(レペラ—)腐蚀进行光学显微镜观察(1000倍)，1视野 
B：SEM观察(4000)、4视野。 
多角铁素体(PF)： 
由利用上述A拍摄到的照片进行计算。相对于残留γ和马氏体的白 色，PF因被腐蚀成灰色而能够识别。 
条状残留γ及块状残留γ： 
利用电子反散射像法(Electron Backscattering Pattern也叫作EBSP)，确认了残留γ后，占空系数由用上述B拍摄到的照片计算出。即，由SEM像的图像解析抽取纵横比不足3的残留γ，求出这些圆当量直径的平均值。是否是残留γ由EBSP来确认。 
贝氏体铁素体(BF) 
利用透射型电子显微镜(TEM：倍率15000)，确认了不是除如贝氏体及假铁素体以外的组织后，面积率为从100％减去多边形铁素体量和上述残留γ量的值。 
(性能评价试验) 
抗拉试验：利用JIS 5号抗拉试验片进行测定。 
扩孔试验：按照钢铁联盟规格JFST 1001实施。 
点焊性： 
以下述的条件进行点焊，若溶核直径5√t时的延性比为0.30以上，则点焊性良好(○)。 
(焊接条件) 
供试验材料厚度：1.2mm 
电极：球半径型(顶端直径6mm) 
压力：375kg 
电流缓升：1周期，通电时间：12周期，同步：1周期(60Hz) 
溶核直径的调节：通过焊接电流调整， 
延性比：交叉抗拉强度/剪断拉伸强度 
(耐延迟破坏性) 
使用R＝3mm的60°V型块实施V字弯曲后，向弯曲部施加1500Mpa的应力，浸入5％盐酸水溶液中，测定至产生破裂的时间。将24小时内没有破裂的性能设作耐延伸裂断性良好(○)。
表1 化学成分(质量％) 
  
钢种 C Si Mn P S Al 其他 Si/C Ac3点 参考
A 0.17 1.5 2.1 0.01 0.002 0.035   8.8 851  
B 0.23 1.8 2.3 0.005 0.002 0.035   7.8 842  
C 0.17 2.3 2.0 0.005 0.002 0.035   13.5 887  
D 0.17 2.3 2.6 0.005 0.002 0.035   13.5 869  
E 0.14 1.5 2.2 0.005 0.002 0.035   10.7 853  
F 0.17 1.2 2.5 0.005 0.002 0.035   7.1 822  
G 0.17 1.8 2.1 0.005 0.002 0.035 Cr：0.5 10.6 856  
H 0.17 1.35 2.3 0.001 0.002 0.035 Nb：0.04 7.9 832  
I 0.17 1.8 2.3 0.001 0.002 0.035 Ti：0.05 10.6 852  
J 0.14 1.2 2.5 0.01 0.001 0.20   8.6 900  
K 0.08 1.3 2.1 0.01 0.003 0.035   16.3 855 比较材
L 0.22 0.5 2.8 0.01 0.003 0.035 Cr：0.5 2.3 755 比较材
M 0.17 1.8 1.2 0.01 0.003 0.035   10.6 878 比较材
N 0.23 0.8 2.5 0.01 0.003 0.035   3.5 780 比较材
O 0.17 1.35 2.25 0.01 0.003 0.035 Ca：15ppm 7.9 826  
表2 
Figure G2007800207607D00111
表3 
由表1～3可以有下面的观点。 
编号1～12是完全满足本发明的规定主要条件的实施例，含有强度×延伸率特性、强度×拉伸翻边特性，得到机械特性的全部优异的结果，点焊性及耐延迟破坏性也同样良好。 
与之相对，编号12由于所用的钢材C的含量不足，并且Si/C比偏离规定范围，所以块状残留γ量过多，强度×延伸率特性、强度×拉伸翻边特性都恶化。另外，编号13由于所用的钢材的Si含量不足，并且Si/C比偏离规定范围，所以块状残留γ量过多强度×延伸率特性、强度×拉伸翻边特性都恶化，点焊性和耐延迟破坏性也不良。 
编号14由于钢中Mn的含量不足，所以强度不够，不能满足980MPa级的要求水平。就编号15而言，C、Si的绝对量满足规定值，但Si/C比偏离规定主要条件，块状残留γ量增多，其尺寸也大，所以强度×延伸率特性恶化，且点焊性及耐延迟破坏性也劣化。编号16由于虽然钢组成是适当的，但热处理时冷却速度是不适宜，块状残留γ量多，因此，强度×延伸率特性、强度×拉伸翻边特性都不充分，耐延迟破坏性也恶化。编号17由于热处理时的冷却速度及冷却停止温度、保持温度的平衡变坏，无法完全生成块状残留γ，所以延伸率降低，强度×延伸率特性也劣化。

Claims (4)

1.一种延伸率、拉伸翻边性及焊接性优异的高强度钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.10～0.25％、Si：1.0～3.0％、Mn：2.0～3.0％、P：0.15％以下、S：0.02％以下、Al：0.4％以下，余量是Fe及不可避免的杂质，所述Si和C的含量比率Si/C以质量比计为7～14的范围，并且，纵断面的微观组织以相对全部组织的占空系数计满足：
1)贝氏体铁素体：50％以上，
2)条状残留奥氏体：3％以上，
3)块状残留奥氏体：1％以上～1/2×条状残留奥氏体占空系数，并且，
4)块状残留奥氏体的平均尺寸为10μm以下。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其特征在于，作为其他元素以质量％计含有从Ti：0.15％以下、Nb：0.1％以下、Cr：1.0％以下中选出的至少一种。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，作为其他元素含有Ca：30ppm以下和/或REM：30ppm以下。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其特征在于，抗拉强度为980MPa以上。
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Families Citing this family (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5671359B2 (ja) * 2010-03-24 2015-02-18 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
EP2439291B1 (de) * 2010-10-05 2013-11-27 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5662902B2 (ja) 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5667472B2 (ja) 2011-03-02 2015-02-12 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での深絞り性に優れた高強度鋼板およびその温間加工方法
KR101574400B1 (ko) 2011-03-31 2015-12-03 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법
UA112771C2 (uk) 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
JP5636347B2 (ja) 2011-08-17 2014-12-03 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板およびその温間成形方法
JP5464302B2 (ja) 2012-02-22 2014-04-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
JP5860308B2 (ja) 2012-02-29 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 温間成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5632904B2 (ja) 2012-03-29 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP5860354B2 (ja) 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と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
EP2840159B8 (de) 2013-08-22 2017-07-19 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zum Herstellen eines Stahlbauteils
JP5728115B1 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
KR101714903B1 (ko) * 2014-11-03 2017-03-10 주식회사 포스코 강도와 충격 인성이 우수한 선재 및 그 제조방법
JP6290074B2 (ja) * 2014-12-12 2018-03-07 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN104513927B (zh) * 2014-12-19 2017-04-05 宝山钢铁股份有限公司 一种抗拉强度800MPa级高强度高韧性钢板及其制造方法
KR102035525B1 (ko) * 2016-06-27 2019-10-24 한국기계연구원 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재
MX2019009513A (es) 2017-02-10 2019-11-05 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para producir la misma.
CN108411203B (zh) * 2018-03-30 2019-11-29 湖南华菱涟源钢铁有限公司 高硅高铝混凝土搅拌车用nm300耐磨钢及生产方法
CN113930691A (zh) * 2021-09-29 2022-01-14 江阴市新万沅机件有限公司 一种高效、低成本冰箱下梁及其生产工艺

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3172505B2 (ja) * 1998-03-12 2001-06-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度熱延鋼板
EP1058374A1 (en) * 1999-06-01 2000-12-06 Motorola, Inc. PWM control apparatus
JP4372317B2 (ja) 2000-07-13 2009-11-25 本田技研工業株式会社 空冷式エンジン
JP4068950B2 (ja) * 2002-12-06 2008-03-26 株式会社神戸製鋼所 温間加工による伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、及び温間加工された高強度部材または高強度部品
JP4091894B2 (ja) 2003-04-14 2008-05-28 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化、溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
EP1553202A1 (en) * 2004-01-09 2005-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Ultra-high strength steel sheet having excellent hydrogen embrittlement resistance, and method for manufacturing the same
US7591977B2 (en) * 2004-01-28 2009-09-22 Kabuhsiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength and low yield ratio cold rolled steel sheet and method of manufacturing the same
JP4411221B2 (ja) * 2004-01-28 2010-02-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびめっき鋼板並びにその製造方法
JP2005213640A (ja) * 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
JP4506971B2 (ja) * 2004-04-22 2010-07-21 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
US20050247378A1 (en) * 2004-04-22 2005-11-10 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho(Kobe Steel, Ltd.) High-strength cold rolled steel sheet having excellent formability, and plated steel sheet
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
CA2531616A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property and high workability
CA2531615A1 (en) * 2004-12-28 2006-06-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength thin steel sheet having high hydrogen embrittlement resisting property
JP4716358B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4716359B2 (ja) * 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 均一伸びに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US8795442B2 (en) * 2006-03-31 2014-08-05 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold rolled steel sheet excelling in chemical treatability

Non-Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
JP特开2004－190050A 2004.07.08
JP特开2004－332099A 2004.11.25

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US20100172786A1 (en) 2010-07-08
JP5030200B2 (ja) 2012-09-19
WO2007142196A1 (ja) 2007-12-13
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