CN102517493B - 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

深冲性优良的高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102517493B
CN102517493B CN201210003599.5A CN201210003599A CN102517493B CN 102517493 B CN102517493 B CN 102517493B CN 201210003599 A CN201210003599 A CN 201210003599A CN 102517493 B CN102517493 B CN 102517493B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
hot
cold
steel
content
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201210003599.5A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102517493A (zh
Inventor
吉田裕美
奥田金晴
占部俊明
细谷佳弘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Steel Corp
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN102517493A publication Critical patent/CN102517493A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102517493B publication Critical patent/CN102517493B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

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
    • 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
    • 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
    • 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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本发明提供了一种深冲性优良的高强度钢板及其制造方法，该钢板具有对于汽车用钢板等的使用有效的拉伸强度(TS)为440MPa以上的高强度和高r值(平均r值≥1.2)。其特征在于，具有以下成分组成：以质量％计，含有：C：0.010～0.050％、Si：1.0％以下、Mn：1.0～3.0％、P：0.005～0.1％、S：0.01％以下、Al：0.005～0.5％、N：0.01％以下、Nb：0.01～0.3％，并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7，余量实质上是Fe和不可避免的杂质；还具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织，且平均r值为1.2以上。

Description

深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
本申请是申请号为200480022331.x(国际申请号为PCT/JP2004/014039)、中国国家阶段进入日为2006年2月5日(国际申请日为2004年9月17日)、发明名称为“深冲性优良的高强度钢板及其制造方法”的中国专利申请的分案申请。
技术领域
本发明提出了有益于汽车钢板的使用、具有拉伸强度(TS)为440MPa以上的高强度和高r值(平均r值≥1.2)的深冲性优良的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，从保护地球环境的观点出发，由于规定了CO2的排放量，要求改善汽车的燃料消耗费。而且，由于要确保撞击时乘客的安全，也要求提高以汽车车体的撞击特性为中心的安全性。这积极地促进了汽车车体轻量化和高强度化。
为了同时满足汽车车体轻量化和高强度化，一般认为，在不存在刚性问题的范围内使部件原材料高强度化和减小板厚所形成的轻量化是有效果的，最近，在汽车部件上积极地使用高张力钢板。
由于使用的钢板强度越高轻量化效果越显著，在汽车行业内，存在例如使用拉伸强度(TS)440MPa以上的钢板作为面板用材料的趋势，所述面板用于内侧板和外侧板。
另一方面，由于以钢板为原材料的汽车部件大多通过冲压加工形成，因此汽车用钢板需要具有优良的冲压成形性。但是，由于与通常的软钢板相比，高强度钢板的成形性特别是深冲性明显变劣，作为推进汽车轻量化上的课题，要求有一种钢板，TS≥440MPa、优选TS≥500MPa、更优选TS≥590MPa并且兼具良好的深冲成形性，以Lankford值(以下称为“r值”)为深冲性评价指标，需要平均r值≥1.2的高r值高强度钢板。
作为具有高r值且高强度化的方法，已有的方法是，使用超低碳钢并添加可以固定钢中固溶的碳和氮的适量的Ti和Nb形成IF(Interstitialatom free)化钢，以该钢为基础，向其中添加Si，Mn，P等固溶强化元素，例如有专利文献1中公开的方法。
专利文献1是关于成形性优良的高张力冷轧钢板的技术，所述钢板的组成为：C：0.002～0.015％、Nb：C％×3～C％×8+0.020％、Si：1.2％以下、Mn：0.04～0.8％、P：0.03～0.10％，且具有拉伸强度为35～45kg/mm2级(340～440MPa级)的非时效性；并具体公开了以0.008％C-0.54％Si-0.5％Mn-0.067％P-0.043％Nb的超低碳钢为原材料，通过进行热轧-冷轧-再结晶退火，制造TS＝46kgf/mm2(450MPa)、平均r值＝1.7的非时效性高张力冷轧钢板。
但是，在以这种超低碳钢为原材料并添加固溶强化元素的技术中，当要制造拉伸强度为440MPa以上或者进一步为500或590MPa以上的所谓高强度钢板时，合金元素添加量增多，产生表面外观上的问题以及镀覆性能恶化、二次加工脆性明显化等问题。而且，由于当大量地添加固溶强化成分时，r值劣化，存在着越实现高强度化r值水平越低的问题。并且，为了将C量降低到上述引用文献1中具体公开的C量不足0.010％的超低碳区域，在制钢工序需要进行真空脱气，即，在该制造过程中产生大量的CO2，从保护地球环境的观念看，也难说是好的技术。
作为钢板高强度化的方法，除上述固溶强化法以外还有组织强化法。例如，由软质铁素体相和硬质马氏体相组成的复合组织钢板，即DP(Dual-phase)钢板。DP钢板通常延展性大致良好，具有优良的强度-延展性平衡(TS×E1)以及低屈服比的特征，即，具有与拉伸强度相比屈服应力低、冲压成形时的准确成形性优良的特征，但是r值较低，深冲性劣化。这是因为，形成马氏体时所必需的固溶C阻碍了有利于高r值化的{111}再结晶集合组织的形成。
作为改善这种复合组织钢板的r值的尝试，例如有专利文献2或专利文献3中的技术。
在专利文献2中公开了这样的方法：冷轧后，在再结晶温度～Ac3相变点温度进行装箱退火，其后，为了形成复合组织而加热至700～800℃，然后进行淬火回火。但是，在该方法中，由于在连续退火时进行淬火回火，制造成本成为问题。而且，与连续退火相比，装箱退火在处理时间和效率方面较差。
专利文献3的技术是，为了得到高r值，在冷轧后先进行装箱退火，使此时的温度为铁素体(α)-奥氏体(γ)的两相区温度，然后进行连续退火。在该技术中，在装箱退火的均热时，使Mn从α相到γ相稠化。该Mn稠化相在随后的连续退火时优先转变成γ相，即使在喷气程度的冷却速度下也能得到混合组织。但是，在该方法中，为了Mn稠化需要在较高的温度下进行长时间的装箱退火，工序数增多，不仅从制造成本的角度看经济性变差，还存在着钢板间多发紧贴，产生回火色及炉体内罩寿命低下等制造工序上的诸多问题。
而且，在专利文献4中公开了深冲性及准确成形性优良的复合组织型高张力冷轧钢板的制造方法，该方法的特征在于，在对钢进行热轧和冷轧后，施行加热至规定温度后进行急冷的连续退火，所述钢包含：C：0.003～0.03％、Si：0.2～1％、Mn：0.3～1.5％、Ti：0.02～0.2％(其中(有效Ti)/(C+N)的原子浓度比为0.4～0.8)。并具体表示如下的方法，通过对以质量％计的组成为0.012％C-0.32％Si-0.53％Mn-0.03％P-0.051％Ti的钢，进行冷轧后加热至作为α-γ两相区的870℃，然后以100℃/s的平均冷却速度进行冷却，由此可以制造r值＝1.61、TS＝482MPa的复合组织型冷轧钢板。但是，为了得到100℃/s的高冷却速度，需要水淬火设备，此外，水淬火钢板的表面处理性的问题变得明显，因此存在制造设备上和材质上的问题。
而且，在专利文献5中公开了改进复合组织钢板r值的技术，该技术在V和C含量的关系中使V含量适量化。这就是，在再结晶退火前使钢中的C以V类碳化物形式析出，极力降低固溶C量，期望得以高r值，接着在α～γ两相区进行加热，从而使V类碳化物熔化，使C在γ相中稠化，在其后的冷却过程中生成马氏体相。但是，由于添加V的价格高，会导致成本上升，而且由于在热轧板中析出的VC会提高冷轧时的变形阻力，例如在进行实施例中示出的轧制率为70％的冷轧时，轧辊的负荷增大，使得发生故障的危险性增大，同时还存在生产性低下等制造上的问题。
而且，作为深冲性优良的高强度钢板及其制造方法，存在专利文献6的技术。该技术得到了一种高强度钢板，该钢板含有规定的C量，平均r值为1.3以上，并且在组织中总计含有3％以上的贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上。该制造方法的特征在于，使冷轧的轧制率为30～95％，然后进行用于提高r值的退火，即通过形成Al和N的簇或析出物使集合组织生长来提高r值，接着进行热处理，该热处理用于上使组织中总计含有3％以上的以贝氏体、马氏体、奥氏体中的一种以上。按照该方法，在冷轧后，需要分别进行用于得到良好r值的退火和形成组织的热处理，而且，在退火工序中，以装箱退火为准，需要进行保持时间1小时以上的长时间保持，在工序上(时间上)存在生产性变差的问题。而且，由于得到的组织的第二相百分比较高，难以稳定地确保优良的强度延展性平衡。
专利文献1：特开昭56-139654
专利文献2：特公昭55-10650
专利文献3：特开昭55-100934
专利文献4：特公平1-35900
专利文献5：特开2002-226941
专利文献6：特开2003-64444
发明内容
对于使深冲性优良的(软)钢板高强度化，在过去研究的基于固溶强化的高强度化方法中，需要添加大量或过剩的合金成分，这在成本方面、工序方面以及r值提高本身都存在问题。
而且，在利用组织强化的方法中，由于需要2次退火(加热)方法、高速冷却设备，在制造工序方面存在问题，并且，虽然也公开了有效利用VC的方法，但添加昂贵的V除了会导致成本上升外，VC的析出还提高了轧制时的变形阻力，因此，这也使得稳定的制造变得困难。
本发明的目的在于，有利地解决这些已有技术中的问题，提出了一种TS≥440MPa且平均r值≥1.2的深冲性优良的高强度钢板及其制造方法；本发明的目的还在于，提出了一种即使是TS≥500MPa或者TS≥590MPa的高强度也具有平均r值≥1.2的高r值的深冲性优良的高强度钢板及其制造方法。
本发明在为解决上述问题推进锐意研究时，没有使用特别的或过量的合金成分或设备，在C含量为0.010～0.050质量％的范围内，通过在Nb和C含量的关系中限制Nb含量，成功地得到了平均r值在1.2以上、深冲性优良、且具有包含铁素体相和马氏体相的钢组织的高强度钢板。
即，本发明的要点如下。
(1)一种深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，具有以下成分组成：以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7(式中Nb、C是各自元素的含量(质量％))，余量实质上由Fe和不可避免的杂质构成，
还具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织，且平均r值为1.2以上。
(2)如上述(1)所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在上述钢板中，在钢板1/4板厚位置处的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射线洐射积分强度比满足以下关系：
P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}≥1.5(式中P(222)、P(200)、P(110)和P(310)分别是在钢板1/4板厚位置处的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射线洐射积分强度比)。
(3)如上述(1)或(2)所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在上述组成之外，还含有总计为0.5质量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上。
(4)如上述(1)、(2)或(3)所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在上述组成之外，还含有0.1质量％以下的Ti，并且钢中的Ti、S和N的含量满足以下关系：
(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0(式中Ti、S和N是各自元素的含量(质量％))。
(5)如上述(1)～(4)中任一项所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在表面具有镀层。
(6)一种深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有热轧工序、冷轧工序和冷轧板退火工序，在所述热轧工序中，通过热轧对钢板坯实施精轧出口侧温度为800℃以上的精轧，以400～720℃的卷取温度进行卷取，形成热轧板；在冷轧工序中，对该热轧板实施冷轧，形成冷轧板；在冷轧板退火工序中，以800～950℃的退火温度对该冷轧板进行退火，然后以从退火温度到500℃的温度区域的平均冷却速度：5℃/s以上进行冷却，
所述钢板坯的组成为：以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7(式中Nb、C是各自元素的含量(质量％))。
(7)一种深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有热轧工序、冷轧工序和冷轧板退火工序，在所述热轧工序中，对钢板坯进行热轧，形成平均结晶粒径为8μm以下的热轧板；在冷轧工序中，对该热轧板实施冷轧，形成冷轧板；在冷轧板退火工序中，以800～950℃的退火温度对该冷轧板进行退火，然后以从退火温度到500℃的温度区域的平均冷却速度：5℃/s以上进行冷却，
所述钢板坯的组成为：以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7，(式中Nb、C是各自元素的含量(质量％))。
(8)如上述(6)或(7)所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成之外，钢板坯还含有总计为0.5质量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上。
(9)如上述(6)、(7)或(8)所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在上述组成之外，钢板坯还含有0.1质量％以下的Ti，并且钢中的Ti、S和N的含量满足以下关系：
(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0(式中Ti、S和N是各自元素的含量(质量％))。
(10)如上述(6)～(9)中任一项所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，还具有在上述冷轧板退火工序后的钢板表面形成镀层的镀覆处理工序。
本发明，在C含量为0.010～0.050质量％的范围内，没有像已有的超低碳IF钢一样彻底降低给深冲性带来恶劣影响的固溶C，尽管使形成马氏体所必需的固溶C残留下来，但通过使在深冲成形性方面优选的集合组织生长，保证平均r值≥1.2，而具有良好的深冲性，同时，由于钢组织为具有铁素体相和含有马氏体相的第二相的复合组织，实现了TS为440MPa以上、优选TS为500MPa以上、更优选TS为590MPa以上的高强度化。
不一定清楚其原理，但可作如下考虑。
在已有的软钢板中，极力降低冷轧和再结晶前的固溶C以及使热轧板组织细微化等，已作为用于使{111}再结晶集合组织生长、进行高r值化的有效手段。另一方面，在如前所述的DP钢板中，由于需要有形成马氏体所必需的固溶C，母相的再结晶集合组织没有生长，r值降低。但是，在本发明中，新发现存在极佳的成分范围，使作为母相的铁素体相的{111}再结晶集合组织的生长和马氏体相的形成双方都成为可能。即，新近发现，通过设定和已有的DP钢板(低碳钢级)相比C量继续降低而与超低碳钢相比C量较多的0.010～0.050质量％的C含量，并添加与该C含量匹配的合适的Nb，能够同时实现以{111}再结晶集合组织为首的在深冲成形性方面优选的集合组织的生长以及马氏体相的形成。
由已有技术可知，由于Nb具有再结晶迟延效果，通过恰当地控制热轧时精轧温度，可以使热轧板组织细微化，并且，在钢中，Nb具有较高的碳化物形成能。
在本发明中，特别地，除了使热轧精轧温度为Ar3相变点紧上方的合适范围，从而使热轧板组织细微化以外，还要恰当地设定热轧后的卷材卷取温度，从而使NbC在热轧板中析出，以降低冷轧前及再结晶前的固溶C。
其中，Nb含量和C含量设定为满足(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7，使并不以NbC形式析出的C存在。
过去，这种C的存在会阻碍{111}再结晶集合组织的生长，但在本发明中，不是全部的C含量都以NbC形式析出固定，能够在形成马氏体相所需要的固溶C存在的同时实现高r值化。
虽然不清楚其原理，但认为原因如下：在本发明范围内，与固溶C存在对{111}再结晶集合组织形成的负面影响相比，对热轧板组织细微化的正面影响要更大。而且，NbC的析出不仅是妨碍形成{111}再结晶集合组织的固溶C的析出固定，也具有抑制渗碳体析出的效果。特别是，虽然晶界粗大的渗碳体使r值降低，但Nb在晶界的扩散比在晶粒内要快，因此认为具有阻碍粗大的渗碳体在晶界析出的效果。而且，在冷轧时，在晶粒内(基体中)析出的细微NbC的存在使基体硬质化，可以推知，与基体相比相对软质的晶界附近容易积蓄形变，具有促进晶界的{111}再结晶晶粒的产生的效果。特别地，能推测出，如果是已有超低碳钢程度的C含量，使NbC在基体中析出的效果是无效的，在本发明的C含量的合适范围(0.010～0.050质量％)内才得到该效果，而发现该C含量的合适范围正是本发明的技术思想的基础。
而且，可以推测NbC以外的C的存在形式大概是渗碳体类碳化物或固溶C，通过这些没有作为NbC固定的C的存在，在退火工序中冷却时可以形成马氏体相，因而在高强度化方面也是成功的。
按照本发明的制造方法，相对于已有技术，在制钢工序中不需要用于形成超低碳钢的脱气工序，而且也不需要添加用于固溶强化的过量合金元素，在成本方面也是有利的。并且，也不需要添加提高合金成本和轧制负荷的V等特别元素。
附图说明
图1是针对制造的各种本发明钢板和对比钢板，计算出平均r值和P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}的值，根据这些计算出的值绘制的图。
图2(a)是将热轧板浸渍在硝酸乙醇溶液中使表面腐蚀时的光学显微镜照片，是不符合本发明合适范围的比较例。
图2(b)是将热轧板浸渍在硝酸乙醇溶液中使表面腐蚀时的光学显微镜照片，是不符合本发明合适范围的比较例。
图3(a)是将热轧板浸渍在硝酸乙醇溶液中使表面腐蚀时的光学显微镜照片，是符合本发明合适范围的本发明例。
图3(b)是将热轧板浸渍在硝酸乙醇溶液中使表面腐蚀时的光学显微镜照片，是符合本发明合适范围的本发明例。
具体实施方式
下面详细说明本发明。
另外，元素的含量单位均为“质量％”，以下只要没有预先说明，仅用“％”表示。
首先说明限定本发明的高强度钢板的成分组成的理由。
C：0.010～0.050％
C和后述的Nb都是本发明中的重要元素。C对于高强度化是有效的，能促进形成以铁素体相为主相并具有包含马氏体相的第二相的复合组织。如果C含量不足0.010％，则形成马氏体相变得困难，按照本发明，从形成复合组织的角度出发，需要含有0.010％以上的C。优选是0.015％以上。特别地，为了得到TS500MPa以上的高强度，当然也可以在形成复合组织的同时用固溶强化元素Si、Mn、P等进行调整，但是，从有效利用本发明的复合组织钢板的特征的角度出发，期望是主要调整C量。此时，优选使C量在0.020％以上，并且为了达到TS590MPa以上，优选使C量为0.025％以上。此时，C和Nb的关系优选满足以下公式：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7
更为优选满足(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.5
但是，当C含量超过0.050％时，和已有的低碳钢一样，会阻碍集合组织的生长，不能得到良好的r值，因此C的上限设为0.050％。
Si：1.0％以下
Si促进铁素体相变，使未相变的奥氏体中的C含量上升，易于形成铁素体相和马氏体相的复合组织，此外，还有固溶强化的效果。为了得到上述效果，Si含量优选在0.01％以上，更优选为0.05％以上。另一方面，当Si含量超过1.0％时，由于热轧时会发生称为红锈的表面缺陷，使得成为钢板时的表面外观恶化，因此设定为1.0％以下。
而且，在进行热镀锌(包含合金化)时，由于使镀层的润湿性恶化，导致镀层斑点发生，镀层质量下降，因此在施行热镀锌时，希望减少Si含量，优选在0.7％以下。
Mn：1.0～3.0％
Mn对于高强度化是有效的，同时具有降低可以得到马氏体相的临界冷却速度的作用，由于Mn在退火后冷却时促进马氏体相的形成，其含量优选与要求的强度等级和退火后的冷却速度对应，而且，Mn还是防止S造成热裂纹的有效元素。从该角度考虑，Mn含量需要在1.0％以上，优选在1.2％以上。另一方面，当含有超过3.0％的过量的Mn时，由于r值和焊接性变劣，因此Mn含量的上限为3.0％。
P：0.005～0.1％
P是具有固溶强化效果的元素。但是，P含量不足0.005％时，不仅该效果表现不出来，还导致在制钢工序中的脱磷成本上升。因而，规定要含有0.005％以上的P，优选含有0.01％以上。另一方面，当含有超过0.1％的过量的P时，P在晶界偏析，使耐二次加工脆性和焊接性劣化。而且，当生产热镀锌钢板时，在热镀锌后的合金化处理时，会抑制在镀层和钢板之间进行的Fe从钢板向镀层的扩散，使合金化处理性变差。因此，需要在高温进行合金化处理，得到的镀层也容易产生粉末、碎片等镀层剥离。从而，P含量的上限为0.1％。
S：0.01％以下
S是杂质，是产生热裂纹的原因，此外，由于其在钢中以夹杂物存在而使钢板的各性质变差，因此需要尽可能地降低其含量。具体地说，由于能允许的S含量至多为0.01％，因此S含量为0.01％以下。
Al：0.005～0.5％
Al作为钢的固溶强化和脱氧元素是有用的，此外，还具有通过固定作为夹杂物存在的固溶N来提高耐常温时效性的作用。而且，Al作为铁素体生成元素，也作为α-γ两相区的温度调整成分而起作用。为了使其发挥具有的作用，Al含量需要在0.005％以上。另一方面，由于当含有超过0.5％的Al时，会导致高合金成本并诱发表面缺陷，因而Al含量的上限为0.5％。更优选为0.1％以下。
N：0.01％以下
N是使耐常温时效性变差的元素，优选尽可能降低其含量。N含量增多时耐常温时效性变劣，为了固定固溶N需要添加大量的Ti或Al，因此优选尽可能降低N量，由于能允许的N含量至多为0.01％左右，因此N含量的上限为0.01％。
Nb：0.01～0.3％，且(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7
在本发明中，Nb是最重要的元素，具有使热轧板组织细微化和使C在热轧板中以NbC形式析出固定的作用，并且是有助于高r值化的元素。从这种观点出发，需要含有0.01％以上的Nb。另一方面，在本发明中，需要有用于在退火后的冷却过程中形成马氏体相的固溶C，由于含有超过0.3％的过量Nb会阻碍固溶C，因此Nb含量的上限为0.3％。
而且，为了实现Nb具有的效果，需要含有Nb和C，并使Nb含量(质量％)和C含量(质量％)满足(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7(式中的Nb、C是各自的元素含量)。另外，其中(Nb/93)/(C/12)表示Nb和C的原子浓度比。(Nb/93)/(C/12)不足0.2时，由Nb得到的热轧板细微化效果降低，并且特别在C含量高的范围内固溶C的存在量增多，阻碍了有利于高r值化的再结晶集合组织的形成。而且，当(Nb/93)/(C/12)超过0.7时，由于妨碍形成马氏体相所必需的C量在钢中存在，因此最终不能得到具有含马氏体相的第二相的组织。
因而，Nb含量为0.01～0.3％，且设定Nb和C的含量，使得Nb含量和C含量满足(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.7。另外，更优选使Nb和C的含量满足(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.5。
以上是本发明高强度钢板的基本组成。
另外，在本发明中，在上述组成之外，也可以进一步含有下述Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上、和/或Ti。
Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上总计为0.5％以下。
Mo、Cr、Cu、Ni和Mn一样，具有降低可以得到马氏体相的临界冷却速度的作用，是退火后冷却时促进马氏体相形成的元素，具有提高强度等级的效果。但是，当这些一种或两种以上的元素总计超过0.5％而过量添加时，不仅效果饱和，而且高价成分会导致成本上升，所以这些一种或两种以上的元素总计含量的上限优选是0.5％。
Ti：0.1％以下，且钢中的Ti、S和N含量满足(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0
Ti元素在固溶N的析出固定方面的效果和Al同样或好于Al，为了得到该效果优选含有0.005％以上的Ti。但是，超过0.1％的过量添加不仅会导致成本上升，而且TiC的形成会阻碍形成马氏体相所必需的固溶C留在钢中。因而，Ti含量优选在0.1％以下。
而且，Ti在钢中优先与S和N结合，然后与C结合。当考虑到在钢中形成夹杂物等所造成的Ti有效利用率低下时，如果Ti添加量为(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}大于2.0，固定S、N的Ti的添加效果饱和，反而会促进TiC的形成，加大了妨碍在钢中保留固溶C的弊端。因而，根据与在钢中优先结合的S和N的含量的关系，优选满足(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0。另外，在该式中，Ti、S、N是各自元素的含量(质量％)。
在本发明中，上述成分以外的余量优选实质上是铁和不可避免的杂质的组成。
另外，如果是在通常的钢组成范围内，含有B、Ca、REM等也不会有任何问题。例如，B元素也具有提高钢的淬透性的作用，可以根据需要含有。但是，由于B含量超过0.003％时其效果会饱和，其含量优选在0.003％以下。
而且，Ca和REM具有控制硫化物类夹杂物的形态的作用，由此，可防止钢板的各特性恶化。当从Ca和REM中选择的一种或两种的含量总计超过0.01％时，这种效果倾向于饱和，因此优选设定在0.01％以下。
另外，作为其它不可避免的杂质，例如有Sb、Sn、Zn、Co等，它们的含量允许范围为，Sb：0.01％以下，Sn：0.1％以下，Zn：0.01％以下，Co：0.1％以下。
而且，本发明的高强度钢板，除了具有上述钢组成以外，需要具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织，且平均r值需要为1.2以上。
(1)具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织
为了具有良好的深冲性，且拉伸强度≥440MPa，本发明的高强度钢板需要具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织，即是所谓的复合组织钢板。特别是，在本发明中，通过使占50％以上的面积率的铁素体相成为在深冲成形性方面优选的集合组织生长而成的组织，可以实现平均r值≥1.2。当铁素体相变少，面积率不足50％时，难于确保良好的深冲性，有冲压成形性低下的倾向。另外，铁素体相的面积率优选为70％以上，而且，由于要利用复合组织的优点，铁素体相的面积率优选为99％以下。
在此，所谓“铁素体”相，除了多边形铁素体相以外，还含有由奥氏体相相变得到的位错密度高的贝氏体/铁素体相。
而且，在本发明中，需要存在马氏体相，需要含有面积率为1％以上的马氏体相。如果马氏体相不足1％，难于确保TS≥440MPa，难于得到良好的强度延展性平衡。另外，马氏体相优选在3％以上。
而且，除上述铁素体相和马氏体相以外，组织中也可以含有珠光体相、贝氏体相或残余奥氏体相(γ)等。另外，为了充分实现上述铁素体相和马氏体相的效果，铁素体相的面积率和马氏体相的面积率总计优选为80％以上。
(2)平均r值为1.2以上
本发明的高强度钢板在满足上述成分组成和钢组织的同时，还满足平均r值为1.2以上。
在此，所谓“平均r值”是指按照JIS Z 2254求出的平均塑性变形比，是由下式计算出的值。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4
另外，r0、r45和r90是在相对于板面的轧制方向分别在0°、45°和90°方向采取试验片并进行测定所得到的塑性变形比。
本发明的高强度钢板在满足上述成分、钢微观组织和特性的同时，作为集合组织，通过在钢板1/4板厚位置进行X射线洐射求出的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各积分强度比P(222)、P(200)、P(110)和P(310)优选满足P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}≥1.5，更优选的是P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}≥2.0。
图1是针对制作的各种本发明钢板和对比钢板计算出r值和P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}的值后根据这些计算值绘制的图。
过去已知，当板面具有和{111}面平行的集合组织时r值高，但当具有和{110}面或{100}面平行的集合组织时r值低。
在本发明的钢板中，在针对r值和集合组织的相互关系进行锐意研究时，虽然还不清楚详细情况，但已经发现，(310)面虽然很少但也和{100}、{110}面一样是使r值降低的集合组织，减少(310)面有助于高r值化。对此，虽然不清楚详细情况，但认为通过添加Nb使热轧时的未再结晶γ区的轧制率高、上述细微NbC析出以及未以NbC形式析出固定的C的存在等有助于减少(310)面。
另外，所谓{111}集合组织是指晶体的<111>方向朝向钢板表面垂直方向。根据结晶学和Bragg反射条件，当是体心立方结构的α-Fe时，由于{111}面洐射不在(111)面产生，而是在(222)面产生，因此使用(222)面的值(P(222))作为X射线洐射积分强度比。由于(222)面的[222]方向朝向钢板板面垂直方向，其实质上和<111>方向相同。因此，(222)面的强度比高，与{111}集合组织生长是对应的。由于同样的理由，对于{100}面，也使用(200)面的值(P(200))。
在此，所谓X射线洐射积分强度比，是以无方向性标准试样(不规则试样)的X射线洐射积分强度为基准时的相对强度。X射线洐射可以是角度分散型、能量分散型中的任一种，X射线源可以是特性X射线也可以是白色X射线。关于测定面，希望测定作为α-Fe的主要洐射面的从(110)到(420)中的7到10个面。而且，所谓钢板1/4板厚位置，具体是指，从钢板表面测定的钢板板厚的1/8～3/8的范围，X射线洐射可以在该范围内的任意面上进行。
本发明的高强度钢板，除冷轧钢板外，也包括通过实施电镀或热镀锌等表面处理而具有镀层的钢板，即镀层钢板等。在此，所谓“镀层”，除了纯锌镀层，也包括以锌为主要成分添加合金元素的锌类合金镀层，或者除纯铝镀层外，也包括以铝为主要成分添加合金元素的铝类合金镀层等按照已有技术在钢板表面施加的镀层。
下面说明本发明的高强度钢板的优选制造方法。
用于本发明制造方法的钢板坯的组成和上述钢板的组成相同，因此省略对钢板坯的限定理由说明。
依次经过下述工序能够制造本发明的高强度钢板，即以具有上述范围内组成的钢板坯为原材料，对该原材料实施热轧形成热轧板的热轧工序；对该热轧板实施冷轧形成冷轧板的冷轧工序；在该冷轧板上实现再结晶和复合组织化的冷轧板退火工序。
在本发明中，首先，通过热轧对钢板坯实施精轧出口侧温度为800℃以上的精轧，在卷取温度400～720℃进行卷取，形成热轧板(热轧工序)。
为防止成分宏观偏析，在本发明制造方法中使用的钢板坯，优选用连铸法制造，但也可以用铸锭法或薄板铸造法制造。而且，在制造钢板坯后，除了暂时冷却到室温、然后再度加热的已有方法外，无疑也能使用将未冷却的热板坯原样装入加热炉中进行热轧的直送轧制，或者略微进行保温后直接进行热轧的直送轧制·直接轧制等节能工艺。
为了通过使析出物粗大化而使{111}再结晶集合组织生长，从而改善深冲性，希望板坯加热温度较低些。但是，如果加热温度不足1000℃，轧制负荷增大，热轧时发生故障的危险性增大，因此板坯加热温度优选在1000℃以上。另外，由于伴随氧化量的增加锈皮损失增大，所以板坯加热温度上限为1300℃是合适的。
对按上述条件加热的钢板坯进行粗轧和精轧来施行热轧。在这里，钢板坯粗轧形成薄板坯。另外，不需要特别规定粗轧条件，可以按照常规方法进行。而且，考虑到降低板坯加热温度以及防止热轧时的故障，优选加热薄板坯，有效利用所谓的薄板坯加热。
接下来，精轧薄板坯形成热轧板。此时，精轧出口侧温度(FT)为800℃以上。这是为了得到能在冷轧和退火后得到优良深冲性的细微的热轧板组织。如果FT不足800℃，在热轧时负荷升高的同时，在热轧板组织上容易残留加工回复(铁素体晶粒)组织，这会在冷轧退火后阻碍{111}集合组织的生长。因此，FT为800℃以上。另外，当FT超过980℃时，组织会粗大化，这也具有阻碍冷轧退火后{111}再结晶集合组织的形成和生长的倾向，因此，从得到高r值的角度出发，FT的上限优选为980℃。更优选的是，尽可能提高在Ar3相变点紧上方的未再结晶γ区域的轧制率，由此，在冷轧退火后能形成在高r值化方面优选的集合组织。
而且，由于降低了热轧时的轧制负荷，也可以在精轧的一部分或者全部道次之间进行润滑轧制。从钢板形状的均匀化和材质的均质化角度出发，进行润滑轧制是有效的。润滑轧制时的摩擦系数优选在0.10～0.25的范围内。并且，优选将前后的薄板坯彼此连接，形成连续进行精轧的连续轧制工艺。从热轧作业稳定性的角度出发，也希望采用连续轧制工艺。
卷材卷取温度(CT)范围为400～720℃。该温度范围是使NbC在热轧板中析出的合适温度范围。当CT超过720℃时，晶粒粗大化，在导致强度降低的同时，会阻碍冷轧退火后的高r值化。而且，当CT不足400℃时，难于产生NbC析出，不利于高r值化。另外，CT优选为550～680℃。
通过实施上述热轧工序，能形成平均结晶粒径在8μm以下的热轧钢板。即，依次经过下述工序能够制造本发明的高强度钢板：以具有上述范围内组成且平均结晶粒径为8μm以下的热轧钢板为原材料，对该热轧板进行冷轧形成冷轧板的冷轧工序；在该冷轧板上实现再结晶和复合组织化的冷轧板退火工序。
热轧板组织的平均结晶粒径为8μm以下
在已有的软钢板中，已知的效果是，热轧板的结晶粒径越细微化，r值越高。
图2(a)、图2(b)和图3(a)、图3(b)是被硝酸乙醇腐蚀的热轧钢板的光学显微照片。硝酸乙醇溶液是3％硝酸乙醇溶液(3％HNO3-C2H5OH)，腐蚀10～15s。
其中，图2(a)中，C为0.033％、未添加Nb，热轧板的平均结晶粒径：8.9μm，冷轧退火得到的钢板的平均r值：0.9；图2(b)中，为0.035％C-0.015％Nb{(Nb/93)/(C/12)＝0.06}，热轧板的平均结晶粒径：5.9μm，冷轧退火得到的钢板的平均r值：1.0；图3(a)中，为0.035％C-0.083％Nb{(Nb/93)/(C/12)＝0.31}，热轧板的平均结晶粒径：5.6μm，冷轧退火得到的钢板的平均r值：1.3；图3(b)中，为0.035％C-0.072％Nb{(Nb/93)/(C/12)＝0.27}，热轧板的平均结晶粒径：2.8μm，冷轧退火得到的钢板的平均r值：1.5。图3(a)和图3(b)是本发明成分组成的热轧钢板。另外，制造条件等将在后述的表1和表2中详述。
图2(a)在成分上是本发明钢以外的无Nb钢，热轧板的平均结晶粒径为8μm以上，r值也较低。图2(b)中通过添加Nb使热轧板组织细微化，但由于Nb/C的比在本发明的范围以外，因而没有发挥作用，r值较低。图3(a)和图3(b)是本发明钢，热轧板组织细微化，且高r值化。
通过添加Nb，热轧板组织中存在作为晶界受到硝酸乙醇溶液通常较深腐蚀所形成的线(1)，同时，也存在腐蚀较浅的线(2)。
在本发明中，测定粒径时，以上述线(1)和线(2)作为晶界来测定结晶粒径。
通常，结晶粒径的倾角为15°以上称为所谓的大倾角晶界，倾角不足15°称为所谓的小倾角晶界。EBSP(Electron Back Scatter DiffractionPattern)分析上述腐蚀较浅的线(2)可知，该腐蚀较浅的线(2)是倾角不足15°的所谓小倾角晶界。在本发明中，其特征在于，在热轧板中大量存在该倾角不足15°的所谓小倾角晶界，即上述线(2)。以上述线(1)和线(2)双方作为晶界测定粒径，其结果可知，如果平均结晶粒径超过8μm，则没有表现出本发明高强度钢板的高r值化效果，通过将平均结晶粒径细微化至8μm以下，对于平均r值在1.2以上的所谓高r值化可显现出效果。因此，热轧板的平均结晶粒径为8μm以下。
另外，当EBSP分析本发明钢组织时，可以确认，以上述线(1)和线(2)为晶界测定结晶粒径，就相当于将具有5°以上的倾角的晶粒边界当作晶界进行粒径测定。
由此来看，虽然不清楚详细情况，但能推定，为了促进本发明中的再结晶晶核从晶界的产生，5°以上的倾角是有效果的，而产生再结晶晶核在深冲成形性方面优选的。
另外，作为结晶粒径的测定方法，用光学显微镜对着和轧制方向平行的板厚截面(L截面)拍摄显微组织，通过基于JIS G 0552或ASTM的切断法得到的试样面上的结晶粒径的平均切片长度l(μm)，使(ASTM)公称粒径dn＝1.13×l求出平均结晶粒径即可。也可以用其它EBSP等装置求出。
另外，在本发明中，用光学显微镜对着和轧制方向平行的板厚截面拍摄显微组织，通过基于JIS G 0552的切断法求出上述平均粒径的切片长度。即，利用拍摄的显微组织照片，按照JIS G 0552标准，分别用一定长度的线段在轧制方向和与该方向垂直的方向进行切断，测定切断得到的铁素体晶粒的个数，用被线段切断的铁素体晶粒的个数去除线段的长度，将得到的值作为各方向的切片长度，这些值的平均(相加平均)值作为此处的晶粒的平均切片长度l(μm)。
而且，在热轧板阶段，希望本发明钢中总C含量中的15％以上以NbC形式析出固定。即，在热轧板阶段，希望作为NbC析出固定的C量占钢中总C量的比例为15％以上。
所谓作为NbC析出固定的C量占钢中总C量的比例(以下简称为“析出固定的C量比例”)，是由通过对热轧板进行化学分析(提取分析)得到的析出Nb量按下式计算出的值。
[C]fix＝100×12×([Nb*]/93)/[C]total
其中，钢中未含Ti时，由于Nb形成NbN，因此
[Nb*]＝[Nb]-(93[N]/14)，[Nb*]＞0
另一方面，钢中含有Ti时，由于N优先形成TiN，因此
[Nb*]＝[Nb]-(93[N*]/14)
另外，式中
[N*]＝[N]-(14[Ti*]/48)，[N*]＞0
[Ti*]＝[Ti]-(48[S]/32)，[Ti*]＞0
[C]fix是析出固定的C量的比例(％)，
[C]total是钢中的总C含量(质量％)，
[Nb]、[N]、[Ti]、[S]分别是析出Nb、析出N、析出Ti、析出S的量(质量％)。
如前所述，在冷轧和再结晶前的阶段降低固溶C对于高r值化是有效的，同时，析出的NbC的存在促进了高r值化。在本发明中，以NbC形式析出固定的C量为钢中总C量的15％以上时能显现出其效果。另外，析出固定的C量占总C量的比例的上限，只要是使Nb含量在上述Nb的合适范围的上限(Nb/93)/(C/12)＝0.7以内就可以，可以兼顾高r值化和退火后马氏体相的形成。
接下来，对该热轧板实施冷轧形成冷轧板(冷轧工序)。
其中，为了除去锈皮，在冷轧前优选对热轧板进行酸洗。酸洗在通常条件下进行即可。关于冷轧条件，能形成需要的尺寸形状的冷轧板就可以，没有特别的限定，但是冷轧时的轨制率优选至少为40％以上，更希望在50％以上。对于高r值化，高冷轧轧制率一般是有效的，如果轧制率不足40％，{111}再结晶集合组织难于生长，得到优良的深冲性变得困难。另一方面，在本发明中，在直至90％的范围内，冷轧轧制率越高r值越上升，但是，当超过90％时，不仅其效果饱和，冷轧时向轧辊施加的负荷也升高，因此，上限优选为90％。
其次，在800℃以上950℃以下的退火温度对上述冷轧板进行退火，然后，使退火温度到500℃的温度区域内的平均冷却速度为5℃/s以上进行冷却(冷轧退火工序)。
由于要确保本发明中需要的冷却速度，上述退火优选是在连续退火生产线或连续热镀锌生产线上进行的连续退火，并需要在800～950℃的温度区域内进行。在本发明中，以退火时的最高作用温度为退火温度，将该退火温度设为800℃以上，由此，能够将退火温度设定为能α-γ两相区温度、即冷却后能得到含有铁素体相和马氏体相的组织的温度以上，且设定在再结晶温度以上。如果退火温度不足800℃，冷却后不能形成足够的马氏体相，或者，不能完成再结晶，不能调整铁素体相的集合组织，不能实现高r值化，因此，退火温度设为800℃以上。另一方面，在超过950℃的高温下，由于再结晶晶粒显著粗大化，性质明显变差，因而退火温度设为950℃以下。
而且，关于上述退火时的升温速度，特别是从300℃到700℃的升温速度，对于本发明钢板时，当升温速度不足1℃/s时，由于在再结晶之前形变能量通过回复得到释放，再结晶的驱动力有减小的倾向，因此从300℃到700℃的升温速度优选平均为1℃/s以上。另外，对升温速度的上限没必要特别规定，现有的设备从300℃到700℃的平均升温速度的上限大概为50℃/s。从形成再结晶集合组织的角度考虑，从700℃到退火温度优选以0.1℃/s以上的速度升温。另一方面，当以20℃/s以上的速度从700℃升温到退火均热温度(退火作用温度)时，由于容易促使从未再结晶部分的相变或者未再结晶部本身的相变，从形成集合组织的观点考虑这是不利的，因此优选以20℃/s以下的升温速度进行加热。
从形成马氏体相的角度考虑，关于上述退火后的冷却速度，通过将从退火温度到500℃的温度区域内的平均冷却速度定为5℃/s以上进行冷却是必要的。当该温度区域内的平均冷却速度不足5℃/s时，难于形成马氏体相，变成了铁素体单相组织，组织强化变得不足。
在本发明中，由于需要存在包含马氏体相的第二相，因此直到500℃的平均冷却速度需要在临界冷却速度以上，为此需要将其设定在5℃/s以上。虽然没有特别限定不到500℃的冷却，接着，希望以5℃/s以上的平均冷却速度冷却到300℃，在实施时效处理时，优选一直到过时效处理温度都将平均冷却速度设定为5℃/s以上。
另外，从形成马氏体相的角度考虑，没有必要对上述冷却速度的上限作出特别规定，除了辊冷却和喷气冷却以外，也可以用水淬火设备等进行冷却。
而且，在上述冷轧板退火工序之后，也可以实施电镀处理或热镀处理等表面处理，在钢板表面形成镀层。
例如，作为镀覆处理，当进行多用于汽车用钢板的热镀锌处理时，可以在连续热镀锌生产线上进行上述退火，在退火后的冷却之后，将钢板浸没在热镀锌浴中，在表面形成热镀锌镀层即可，此时，从热镀锌液中取出后，优选以5℃/s以上的平均冷却速度冷却到300℃。而且，在热镀锌液中浸渍后，也可以进行合金化处理，制造合金化热镀锌钢板。此时，在合金化处理后的冷却过程中，优选以5℃/s以上的平均冷却速度冷却到300℃。另外，从上述热镀锌镀浴中取出后，或者即使在合金化处理后的冷却过程中，从形成马氏体相的角度考虑，不需要特别规定冷却速度的上限，除了辊冷却和喷气冷却以外，也可以用水淬火设备等进行冷却。
而且，也可以用退火生产线一直处理至上述退火后的冷却，冷却到室温后，可以在另外的热镀锌生产线上进行热镀锌，或者可以进一步进行合金化处理。
其中，镀层不限于纯锌镀层或锌类合金镀层，铝镀层或铝类合金镀层等已有的在钢板表面实施的各种镀层当然都是可以的。
而且，对于如上制造的冷轧钢板(也称为冷轧退火板)或镀层钢板，也可以出于形状矫正、调整表面粗糙度的目的，进行表面光轧或整平加工。表面光轧或整平加工的延伸率优选总计在预期目的。另一方面，当超过15％时，由于带来显著的延展性低下的倾向，是不希望的。另外，表面光轧或整平加工虽然加工形式不同，但确认其效果没有大的差别。表面光轧或整平加工在镀覆处理后进行也是有效的。
实施例
下面，说明本发明的实施例。
用转炉熔炼表1所示组成的钢水，用连铸法制成钢板坯。将这些钢板坯加热至1250℃，进行粗轧形成薄板坯，然后，实施表2所示条件的精轧，通过上述热轧工序制成热轧板。酸洗这些热轧板，之后，实施轧制率为65％的冷轧，通过上述冷轧工序制得板厚为1.2mm的冷轧板。接下来，用连续退火生产线在表2所示条件下对这些冷轧板进行连续退火。然后，对得到的冷轧板实施延伸率为0.5％的表面光轧，评价各种性质。另外，No.2和No.9钢板用连续热镀锌生产线进行冷轧板退火工序，其后，接着在线实施热镀锌(镀浴温度：480℃)，形成热镀锌钢板，同样地，实施表面光轧并评价各种性质。另外，其中钢板No.25为上述图2(a)，No.26为上述图2(b)，No.27为上述图3(a)，No.28为上述图3(b)。
研究得到的各冷轧退火板和热镀锌钢板的显微组织、拉伸特性和r值，其结果示于表2中。而且，对于热轧工序后的热轧板，研究以NbC形式析出固定的C量的比例和显微组织(结晶粒径)。研究方法如下所述。
(i)热轧板中以NbC形式析出固定的C量的比例
通过上述提取分析确定析出Nb、析出Ti、析出N、析出S的量，利用下式求出。
[C]fix＝100×12×([Nb*]/93)/[C]total
其中，钢中未含Ti时，
[Nb*]＝[Nb]-(93[N]/14)，[Nb*]＞0
钢中含有Ti时，
[Nb*]＝[Nb]-(93[N*]/14)
另外，式中
[N*]＝[N]-(14[Ti*]/48)，[N*]＞0
[Ti*]＝[Ti]-(48[S]/32)，[Ti*]＞0
[C]fix是析出固定的C量的比例(％)，
[C]total是钢中的总C含量(质量％)，
[Nb]、[N]、[Ti]、[S]分别是析出Nb、析出N、析出Ti、析出S的量(质量％)。
另外，提取分析方法使用10％马来酸类电解液，用碱熔化电解提取的残渣，用酸溶解熔体，之后，用ICP发射光谱法进行定量。
(ii)热轧板的结晶粒径
用光学显微镜拍摄用硝酸乙醇腐蚀的和轧制方向平行的板厚截面(L截面)，通过基于JIS G 0552的切断法，如前所述求出平均晶粒的切片长度l(μm)，令(ASTM)公称粒径dn＝1.13×l而记录。如前所述，晶界受到硝酸乙醇溶液腐蚀，以通常较深腐蚀的线和腐蚀较浅的线二者作为晶界进行计数。而且，通过EBSP分析可以确认，这样测定的平均结晶粒径的值就相当于以倾角5°以上的晶粒边界当作晶界所测定的值。其中，硝酸乙醇溶液使用3％硝酸乙醇溶液(3％HNO3～C2H5OH)，腐蚀10～15秒。
(iii)冷轧退火板的显微组织
从各冷轧退火板制取试验片，用光学显微镜或扫描电子显微镜以400～10000倍对着和轧制方向平行的板厚截面(L截面)拍摄显微组织，观察相的种类，同时，由1000～3000倍的图像求出作为主相的铁素体相的面积率和第二相的面积率。
(iv)拉伸特性
从制得的各冷轧退火板在相对于轧制方向成90°的方向(C方向)制取JIS 5号拉伸试验片，按照JIS Z 2241的规定以十字头速度10mm/min进行拉伸试验，求出屈服应力(YS)、拉伸强度(TS)和拉伸率(E1)。
(v)平均r值
从制得的各冷轧退火板上，在轧制方向(L方向)、和轧制方向成45°的方向(D方向)、和轧制方向成90°的方向(C方向)分别制取JIS5号拉伸试验片。在给这些试验片施加10％的单轴拉伸应变时，测定各试验片的宽度变形和板厚变形，根据JIS Z 2254的规定，用这些测定值从下式计算出平均r值(平均塑性应变比)，以此作为r值。
平均r值＝(r0+2r45+r90)/4
另外，r0、r45和r90是在相对于板面的轧制方向分别成0°、45°和90°方向上制取实验片并进行测定的塑性应变比。
(vi)集合组织
在制得的各冷轧退火板的钢板1/4板厚位置进行使用白色X射线的能量分散型X射线洐射。测定面是α-Fe的主要洐射面，即对(110)面、(200)面、(211)面、(220)面、(310)面、(222)面、(321)面、(400)面、(411)面和(420)面共计10个面进行测定，利用和无方向性标准试样的相对强度比求出各面的X射线洐射积分强度比，将求出的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的X射线洐射积分强度比P(222)、P(200)、P(100)和P(310)代入下述公式的右边各项，计算出左边项A。
A＝P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}
如表2所示的研究结果可知，在本发明例中，TS均为440MPa以上，且平均r值为1.2以上，深冲性优良。与此相反，在本发明范围以外的条件下制造的比较例中，或者强度不足，或者r值不足1.2且深冲性差。
产业上利用的可能性
按照本发明，即使TS为440MPa以上，或者TS为强度更高的500MPa以上、TS为590MPa以上，也能够经济并稳定地制造平均r值为1.2以上且深冲性优良的高强度钢板，可以获得产业上的特别效果。例如，在本发明的高强度钢板用于汽车部件时，使得至今难于冲压成形的部位也能够高强度化，具有十分有助于汽车车体的碰撞安全性及轻量化的效果。而且，不限于汽车部件，也适用于家电部件或管材用原材料。

Claims (10)

1.一种深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，具有以下成分组成：不含V，以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(质量％)，
且以NbC形式析出固定的C量为钢中总C量的15％以上，
余量由Fe和不可避免的杂质构成；并且
具有包含面积率为50％以上的铁素体相和面积率为1％以上的马氏体相的钢组织，且平均r值为1.2以上。
2.如权利要求1所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在所述钢板中，在钢板1/4板厚位置处的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射线洐射积分强度比满足以下关系：
P(222)/{P(200)+P(110)+P(310)}≥1.5
式中P(222)、P(200)、P(110)和P(310)分别是在钢板1/4板厚位置处的和板面平行的(222)面、(200)面、(110)面和(310)面的各X射线洐射积分强度比。
3.如权利要求1所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在所述组成之外，还含有总计为0.5质量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上。
4.如权利要求1所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在所述组成之外，还含有0.1质量％以下的Ti，并且钢中的Ti、S和N的含量满足以下关系：
(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0
式中Ti、S和N是各自元素的含量(质量％)。
5.如权利要求1所述的深冲性优良的高强度钢板，其特征在于，在表面具有镀层。
6.一种深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有热轧工序、冷轧工序和冷轧板退火工序，在所述热轧工序中，通过热轧对钢板坯实施精轧出口侧温度为800℃以上的精轧，以400～720℃的卷取温度进行卷取，形成平均结晶粒径为8μm以下的热轧板；在冷轧工序中，对该热轧板实施冷轧，形成冷轧板；在冷轧板退火工序中，以800～950℃的退火温度对该冷轧板进行退火，然后使从退火温度到500℃的温度区域的平均冷却速度为5℃/s以上而进行冷却，
所述钢板坯的组成为：不含V，以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(质量％)，且以NbC形式析出固定的C量为钢中总C量的15％以上。
7.一种深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，具有热轧工序、冷轧工序和冷轧板退火工序，在所述热轧工序中，对钢板坯进行热轧，形成平均结晶粒径为8μm以下的热轧板；在冷轧工序中，对该热轧板实施冷轧，形成冷轧板；在冷轧板退火工序中，以800～950℃的退火温度对该冷轧板进行退火，然后使从退火温度到500℃的温度区域的平均冷却速度为5℃/s以上而进行冷却，
所述钢板坯的组成为：不含V，以质量％计，含有：
C：0.010～0.050％
Si：1.0％以下
Mn：1.0～3.0％
P：0.005～0.1％
S：0.01％以下
Al：0.005～0.5％、
N：0.01％以下
Nb：0.01～0.3％
并且，钢中的Nb和C的含量满足以下关系：
(Nb/93)/(C/12)＝0.2～0.5，式中Nb、C是各自元素的含量(质量％)，且以NbC形式析出固定的C量为钢中总C量的15％以上。
8.如权利要求6或7所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成之外，钢板坯还含有总计为0.5质量％以下的Mo、Cr、Cu和Ni中的一种或两种以上。
9.如权利要求6所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，在所述组成之外，钢板坯还含有0.1质量％以下的Ti，并且钢中的Ti、S和N的含量满足以下关系：
(Ti/48)/{(S/32)+(N/14)}≤2.0
式中Ti、S和N是各自元素的含量(质量％)。
10.如权利要求6所述的深冲性优良的高强度钢板的制造方法，其特征在于，还具有在所述冷轧板退火工序后的钢板表面形成镀层的镀覆处理工序。
CN201210003599.5A 2003-09-26 2004-09-17 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法 Active CN102517493B (zh)

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003-335731 2003-09-26
JP2003335731 2003-09-26
JP2004-258659 2004-09-06
JP2004258659A JP4635525B2 (ja) 2003-09-26 2004-09-06 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Related Parent Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN200480022331.XA Division CN1833042A (zh) 2003-09-26 2004-09-17 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102517493A CN102517493A (zh) 2012-06-27
CN102517493B true CN102517493B (zh) 2014-11-12

Family

ID=34395602

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201210003599.5A Active CN102517493B (zh) 2003-09-26 2004-09-17 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US7686896B2 (zh)
EP (1) EP1666622B1 (zh)
JP (1) JP4635525B2 (zh)
KR (1) KR100760593B1 (zh)
CN (1) CN102517493B (zh)
CA (1) CA2530834C (zh)
WO (1) WO2005031022A1 (zh)

Families Citing this family (46)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP5034364B2 (ja) * 2005-08-16 2012-09-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
JP5157146B2 (ja) * 2006-01-11 2013-03-06 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
US11155902B2 (en) * 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
JP4735552B2 (ja) * 2007-01-22 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板および高強度めっき鋼板の製造方法
EP3421634A1 (en) * 2007-02-23 2019-01-02 Tata Steel IJmuiden B.V. Cold rolled and continuously annealed high strength steel strip and method for producing said steel
US7975754B2 (en) * 2007-08-13 2011-07-12 Nucor Corporation Thin cast steel strip with reduced microcracking
MX2010003835A (es) * 2007-10-10 2010-05-13 Nucor Corp Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo.
JP5088092B2 (ja) * 2007-10-30 2012-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP5217395B2 (ja) * 2007-11-30 2013-06-19 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR100928788B1 (ko) * 2007-12-28 2009-11-25 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고강도 박강판과 그 제조방법
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
CN102015155B (zh) * 2008-03-19 2013-11-27 纽科尔公司 使用铸辊定位的带材铸造设备
JP5251206B2 (ja) * 2008-03-28 2013-07-31 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性、耐時効性及び焼き付け硬化性に優れた高強度鋼板並びにその製造方法
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
US10023947B2 (en) * 2009-11-30 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal 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
JP4998757B2 (ja) * 2010-03-26 2012-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP5346894B2 (ja) * 2010-08-27 2013-11-20 株式会社日本製鋼所 高強度低合金鋼の高圧水素環境脆化感受性の評価方法
JP5765116B2 (ja) 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ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
CA2826225C (en) * 2011-02-28 2020-07-21 Nisshin Steel Co., Ltd. Zn-al-mg based alloy hot-dip plated steel sheet, and method for producing the same
JP5532088B2 (ja) 2011-08-26 2014-06-25 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り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
JP5408314B2 (ja) 2011-10-13 2014-02-05 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性およびコイル内材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
EP2803748B1 (en) * 2012-01-13 2018-03-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot stamp molded article, and method for producing hot stamp molded article
JP5545414B2 (ja) 2012-01-13 2014-07-09 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法
JP6001883B2 (ja) * 2012-03-09 2016-10-05 株式会社神戸製鋼所 プレス成形品の製造方法およびプレス成形品
JP5756774B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
JP5756773B2 (ja) * 2012-03-09 2015-07-29 株式会社神戸製鋼所 熱間プレス用鋼板およびプレス成形品、並びにプレス成形品の製造方法
US9790567B2 (en) * 2012-11-20 2017-10-17 Thyssenkrupp Steel Usa, Llc Process for making coated cold-rolled dual phase steel sheet
CN103469089B (zh) * 2013-09-11 2016-01-27 马鞍山市安工大工业技术研究院有限公司 一种饼形晶粒深冲双相钢板及其制备方法
KR101871735B1 (ko) * 2014-02-25 2018-06-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 크라운 캡용 강판 및 그의 제조 방법 및 크라운 캡
EP3266897B1 (en) * 2015-03-06 2019-11-13 JFE Steel Corporation High strength steel sheet and manufacturing method therefor
KR101795918B1 (ko) * 2015-07-24 2017-11-10 주식회사 포스코 내시효성 및 소부경화성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN109072385A (zh) * 2016-03-15 2018-12-21 科罗拉多州立大学研究基金会 耐腐蚀合金和应用
US10633726B2 (en) * 2017-08-16 2020-04-28 The United States Of America As Represented By The Secretary Of The Army Methods, compositions and structures for advanced design low alloy nitrogen steels
EP3887148A1 (en) * 2018-11-29 2021-10-06 Tata Steel Nederland Technology B.V. A method for producing a high strength steel strip with a good deep drawability and a high strength steel produced thereby
JP7151889B2 (ja) * 2019-05-31 2022-10-12 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用鋼板
CN110484697B (zh) * 2019-08-29 2021-05-14 江西理工大学 一种含铌铬的微碳高强深冲钢及其制备方法
GB202011863D0 (en) 2020-07-30 2020-09-16 Univ Brunel Method for carbide dispersion strengthened high performance metallic materials
CN112090958B (zh) * 2020-08-03 2022-09-16 大冶特殊钢有限公司 一种控制低碳深冲钢实际晶粒度的轧制工艺
CN113481431B (zh) * 2021-06-16 2022-05-13 钢铁研究总院 一种440MPa级高氮易焊接钢及其制备方法
CN114196882B (zh) * 2021-12-08 2022-10-28 北京首钢股份有限公司 一种高表面质量高强度汽车面板用钢带卷及其制备方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10121205A (ja) * 1995-09-26 1998-05-12 Kawasaki Steel Corp 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
JP2002226941A (ja) * 2000-11-28 2002-08-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2002256386A (ja) * 2001-02-27 2002-09-11 Nkk Corp 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
CN1386140A (zh) * 2000-05-26 2002-12-18 川崎制铁株式会社 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法
JP2003064443A (ja) * 2001-08-24 2003-03-05 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5510650A (en) 1978-07-10 1980-01-25 Hitachi Ltd Interface monitor system
JPS5849624B2 (ja) 1979-01-27 1983-11-05 住友金属工業株式会社 絞り性ならびに形状性にすぐれた高張力冷延鋼板の製造方法
JPS5940215B2 (ja) 1980-03-31 1984-09-28 川崎製鉄株式会社 成形性の優れた高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP3455567B2 (ja) * 1993-08-17 2003-10-14 日新製鋼株式会社 加工性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板の製造方法
JPH1035900A (ja) 1996-07-19 1998-02-10 Toshiba Corp 書状供給装置及び郵便物自動読取区分装置
JPH11343538A (ja) * 1998-05-29 1999-12-14 Kawasaki Steel Corp 高密度エネルギービーム溶接に適した冷延鋼板およびその製造方法
JP3646539B2 (ja) * 1998-10-02 2005-05-11 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法
WO2001064967A1 (fr) * 2000-02-29 2001-09-07 Kawasaki Steel Corporation Tole d'acier laminee a froid a haute resistance presentant d'excellentes proprietes de durcissement par vieillissement par l'ecrouissage
JP4041296B2 (ja) 2001-08-24 2008-01-30 新日本製鐵株式会社 深絞り性に優れた高強度鋼板および製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH10121205A (ja) * 1995-09-26 1998-05-12 Kawasaki Steel Corp 面内異方性が小さく耐リジング性に優れるフェライト系ステンレス鋼板およびその製造方法
CN1386140A (zh) * 2000-05-26 2002-12-18 川崎制铁株式会社 具有应变时效硬化特性的冷轧钢板、镀锌钢板及其制造方法
JP2002226941A (ja) * 2000-11-28 2002-08-14 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた複合組織型高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2002256386A (ja) * 2001-02-27 2002-09-11 Nkk Corp 高強度溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP2003064443A (ja) * 2001-08-24 2003-03-05 Nippon Steel Corp 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20060191612A1 (en) 2006-08-31
EP1666622A1 (en) 2006-06-07
CA2530834C (en) 2011-11-01
WO2005031022A1 (ja) 2005-04-07
EP1666622A4 (en) 2006-11-29
EP1666622B1 (en) 2013-09-04
KR20060030909A (ko) 2006-04-11
KR100760593B1 (ko) 2007-09-20
JP4635525B2 (ja) 2011-02-23
JP2005120467A (ja) 2005-05-12
CN102517493A (zh) 2012-06-27
US7686896B2 (en) 2010-03-30
CA2530834A1 (en) 2005-04-07

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102517493B (zh) 深冲性优良的高强度钢板及其制造方法
CN107709598B (zh) 高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
CN101939457B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
CN102822359B (zh) 深拉深性优良的高强度钢板的制造方法
CN103210105B (zh) 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
US11939640B2 (en) Method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, and method for producing heat-treated sheet
CN101932742B (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102333901A (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103361577B (zh) 加工性优异的高屈强比高强度钢板
CN103797145A (zh) 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN102348821A (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101821419A (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102712978B (zh) 加工性和点焊性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103842545A (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2010011790A2 (en) Cold rolled dual phase steel sheet having high formability and method of making the same
CN103958712B (zh) 深拉性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103857817A (zh) 深拉性和卷材内材质均匀性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN113366134B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4407449B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2004250749A (ja) バーリング性高強度薄鋼板およびその製造方法
CN108603265B (zh) 温加工用高强度钢板及其制造方法
JP4858231B2 (ja) 高張力冷延鋼板、高張力亜鉛めっき鋼板およびそれらの製造方法
CN115087754B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4506380B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant