CN104105807A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度冷轧钢板，具有下述成分组成，即以质量％计，含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.001～1.500％、以及N：0.0001～0.0100％，表层显微组织以体积分数计含有3～10％的残余奥氏体以及90％以下的铁素体，将板厚记为t，从所述表面起算t/4深度位置的内部显微组织以体积分数计含有3～20％的残余奥氏体，钢板表层的硬度Hvs和钢板的t/4厚度处的硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0.75且为0.90以下，该钢板的最大拉伸强度为700MPa以上。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及弯曲性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。该高强度冷轧钢板包括在表面形成有皮膜和/或镀锌层等的冷轧钢板。本申请基于2012年2月8日在日本申请的专利申请2012-025268号要求优先权，将其内容援引到这里。
背景技术
近年来对汽车等所使用的镀敷钢板的高强度化的要求提高了。为了适应该要求，使用了拉伸最大应力700MPa以上的高强度钢板。作为使用这样的高强度钢板形成汽车的车辆和构件的方法，可举出压制加工等的弯曲加工。通常，越提高钢板的强度，则弯曲性越差。因此，当对高强度钢板进行弯曲加工时，存在在变形部的钢板内部发生龟裂(裂纹)，或在钢板表面发生颈缩的问题。
作为支配高强度钢板的弯曲性的因子，已知：(a)颈缩的引起难易度、(b)在钢板内部的裂纹(孔隙)的发生难易度很重要(例如，非专利文献1)。例如，伸长率低的钢板，在弯曲加工中容易引起颈缩，变形局部化，从而弯曲加工性劣化。另外，由铁素体以及马氏体构成的钢，以马氏体的裂纹和界面处的孔隙形成为原因，弯曲性处于劣势。其结果，高强度化招致伸长率的劣化，因此弯曲性差。而且，高强度化有时伴有马氏体体积分数的增加，因此高强度化容易引起弯曲性的劣化。
作为提高钢板的弯曲性的技术，专利文献1提出了一种钢板，其成分组成以质量％计，含有C：大于0.02％且为0.20％以下、Si：0.01～2.0％、Mn：0.1～3.0％、P：0.003～0.10％、S：0.020％以下、Al：0.001～1.0％、N：0.0004～0.015％、Ti：0.03～0.2％，余量为Fe以及杂质。该钢板的金属组织，以面积率计含有30～95％的铁素体，余量的第2相由马氏体、贝氏体、珠光体、渗碳体和残余奥氏体之中的1种以上组成，且含有马氏体时的马氏体的面积率为0～50％。另外，该钢板以平均粒子间距离30～300nm含有粒径2～30nm的Ti系碳氮化析出物，且以平均粒子间距离50～500μm含有粒径3μm以上的结晶系TiN。
根据这样的钢板，能够得到良好的弯曲性，但由于利用了析出强化，因此以高水平确保强度和伸长率的平衡并不容易。
另外，在专利文献2中，作为弯曲性优异的钢板，记载了下述钢板，该钢板具有下述成分组成，即以质量％计，含有C：0.03～0.11％、Si：0.005～0.5％、Mn：2.0～4.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.01～1.0％、N：0.01％以下，而且以满足Ti+(Nb/2)≥0.03的范围含有Ti：0.50％以下、和Nb：0.50％以下中的1种或者2种，余量为Fe以及杂质；该钢板的抗拉强度为540MPa以上。该钢板，从表面起算t/20深度位置(t：钢板的板厚)的在轧制方向上形变了的Mn浓化部的板宽度方向的平均间隔为300μm以下，铁素体的面积率为60％以上，铁素体的平均粒径为1.0～6.0μm，在铁素体中含有100个/μm2以上的粒径1～10nm的析出物。根据这样的钢板，能够得到良好的弯曲性，但由于使主相为铁素体，并将残余奥氏体体积分数限制为小于3％，因此应用于700MPa以上的高强度钢板并不容易。
另外，在专利文献3中，作为兼备延展性和弯曲性的钢板，记载了具有下述成分组成的钢板：以质量％计，含有C：0.08～0.25％、Si：0.7％以下、Mn：1.0～2.6％、Al：1.5％以下、P：0.03％以下、S：0.02％以下以及N：0.01％以下，并且，Si和Al的关系满足1.0％≤Si+Al≤1.8％，余量包含Fe以及杂质。该钢板具有满足TS≥590(TS:抗拉强度(MPa))、TS×El≥17500(El：总伸长率(％))、以及ρ≤1.5×t(ρ：临界弯曲半径(mm)、t：板厚(mm))的机械特性。但是，以高水平兼备延展性和弯曲性并不容易，另外，应用于900MPa以上的高强度钢板也并不容易。
在专利文献4中，作为具备良好的延展性和弯曲性的钢板，记载了具有下述成分组成的钢板：以质量％计，含有C：0.08～0.20％、Si：1.0％以下、Mn：1.8～3.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.005～0.5％、N：0.01％以下以及Ti：0.02～0.2％，余量包含Fe以及杂质。该钢板，具有下述组织：以体积％计，包含铁素体：10％以上、贝氏体：20～70％、残余奥氏体：3～20％以及马氏体：0～20％，并且，上述铁素体的平均粒径为10μm以下，上述贝氏体的平均粒径为10μm以下，上述残余奥氏体的平均粒径为3μm以下以及上述马氏体的平均粒径为3μm以下。另外，该钢板具有抗拉强度(TS)为780MPa以上、抗拉强度(TS)与总伸长率(El)的积(TS×El值)为14000MPa·％以上、且弯曲试验中的最小弯曲半径为1.5t以下(t：板厚)的机械特性，板厚为2.0mm以上。根据该文献4记载的技术，能够确保良好的延展性和弯曲性，但以高水平谋求强度和弯曲性的兼备并不容易。
在专利文献5中，作为弯曲性优异的钢板，记载了下述钢板，该钢板具有下述成分组成，即以质量％计，含有C：0.03～0.12％、Si：0.02～0.50％、Mn：2.0～4.0％、P：0.1％以下、S：0.01％以下、sol.Al：0.01～1.0％以及N：0.01％以下，而且，以满足Ti+(Nb/2)≥0.03的范围含有Ti：0.50％以下、和Nb：0.50％以下中的1种或者2种，余量包含Fe以及杂质，并且，抗拉强度为540MPa以上。该钢板具有铁素体的面积率为60％以上、铁素体的平均粒径为1.0～6.0μm的组织。另外，合金化热浸镀锌层，以质量％计，含有Fe：8～15％以及Al：0.08～0.50％，余量包含Zn以及杂质。但是，由于将C的添加量限定为0.12％以下这一低的范围，因此虽然能够应用于780MPa以下的钢板，但是应用于更高强度的钢板并不容易。另外，由于使残余奥氏体的面积率低于3％，因此也不容易得到优异的延展性。
在专利文献6中，作为可加工性优异的钢板，记载了下述钢板：以质量％计，含有C：0.03～0.17％、Si：0.01～0.75％、Mn：1.5～2.5％、P：0.080％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.01～1.20％、Cr：0.3～1.3％，余量包含Fe以及不可避免的杂质。该钢板具有下述组织：以体积率计，由30～70％的铁素体、低于3％的残余奥氏体、以及余量的马氏体构成，马氏体之中的20％以上为回火马氏体。但是，由于将残余奥氏体的体积率限制为低于3％，因此虽然弯曲性优异，但是有均匀伸长率低这一课题。其结果，在弯曲加工中弯曲加工厚的板的情况下，钢板表面有可能产生起因于颈缩的裂纹。
在专利文献7中，作为弯曲加工性优异的钢板，记载了下述钢板：以wt％计，含有C：0.12～0.30％、Si：1.2％以下、Mn：1～3％、P：0.020％以下、S：0.010％以下、sol.Al：0.01～0.06％，余量包含Fe以及不可避免的杂质。该钢板，在两面的表层部，按单面3～15vol％具有C为0.1wt％以下的软质层，其余部分由低于10vol％的残余奥氏体和低温相变相或者还有铁素体的复合组织构成。但是，为了形成钢板表层的软质层，必须在热轧后和冷轧后进行合计两次的脱碳退火，存在制造性差的课题。
在先技术文献
专利文献
专利文献1:日本国特开2007-16319号公报
专利文献2:日本国特开2009-215616号公报
专利文献3:日本国特开2009-270126号公报
专利文献4:日本国特开2010-59452号公报
专利文献5:日本国特开2010-65269号公报
专利文献6:日本国特开2010-70843号公报
专利文献7:日本国特开平5-195149号公报
非专利文献
非专利文献1:长谷川等：CAMP-ISIJ Vol.20(2007)p437
发明内容
如以上那样，在以往的技术中，特别是对高强度冷轧钢板进行弯曲加工的情况下，得不到充分的弯曲性，因此要求更进一步提高弯曲性。鉴于这样的现状，本发明提供具有优异的弯曲性的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的要旨如下。
(1)本发明的第一方式为一种高强度冷轧钢板，其具有下述成分组成，即，以质量％计，含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.001～1.500％、以及N：0.0001～0.0100％，Ti限制为0.150％以下，Nb限制为0.150％以下，V限制为0.150％以下，Cr限制为2.00％以下，Ni限制为2.00％以下，Cu限制为2.00％以下，Mo限制为1.00％以下，W限制为1.00％以下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1种的合计限制为0.5000％以下，余量包含铁以及不可避免的杂质，钢板表层中的表层显微组织，以体积分数计，含有3～10％的残余奥氏体以及90％以下的铁素体，将板厚记为t，从上述表面起算t/4深度位置的内部显微组织，以体积分数计，含有3～30％的残余奥氏体，上述钢板表层的硬度Hvs和上述t/4深度位置的硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0.75且为0.90以下，该钢板的最大拉伸强度(抗拉强度)为700MPa以上。
(2)在上述(1)所述的高强度冷轧钢板中，上述表层显微组织，以体积分数计，也可以进一步含有10～87％的铁素体、10～50％的回火马氏体、以及限制为15％以下的初生马氏体(fresh martensite)。
(3)在上述(1)或(2)所述的高强度冷轧钢板中，上述内部显微组织，以体积分数计，也可以进一步含有10～87％的铁素体、10～50％的回火马氏体、以及限制为15％以下的初生马氏体。
(4)在上述(1)～(3)的任一项所述的高强度冷轧钢板中，也可以在至少一面形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(5)在上述(1)～(3)的任一项所述的高强度冷轧钢板中，也可以在至少一面形成有电镀锌层。
(6)在上述(5)所述的高强度冷轧钢板中，也可以在上述电镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(7)在上述(1)～(3)的任一项所述的高强度冷轧钢板中，也可以在至少一面形成有热浸镀锌层。
(8)在上述(7)所述的高强度冷轧钢板中，也可以在上述热浸镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(9)在上述(1)～(3)的任一项所述的高强度冷轧钢板中，也可以在至少一面形成有合金化热浸镀锌层。
(10)在上述(9)所述的高强度冷轧钢板中，也可以在上述合金化热浸镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(11)本发明的第二方式为一种冷轧钢板制造方法，其具备：通过对处于1050℃以上的状态的板坯进行将终轧温度设定为Ar3相变点以上的热轧，其后在750℃以下的温度区域卷取，得到热轧钢板的热轧工序；通过对上述热轧钢板以30～80％的压下率进行冷轧，得到冷轧钢板的冷轧工序；和通过对上述冷轧钢板在(Ac1相变点+40)℃～(Ac3相变点+50)℃的温度区域、且在log(水分压/氢分压)为-3.0～0.0的气氛中进行20秒～600秒的退火，接着，将700～500℃区间设为0.5～500℃/秒的冷却速度而冷却到100～330℃后，在350～500℃进行10～1000秒钟的保持，得到高强度冷轧钢板的热处理工序，所述板坯具有下述成分组成，即，以质量％计，含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.001～1.500％、以及N：0.0001～0.0100％，Ti限制为0.150％以下，Nb限制为0.150％以下，V限制为0.150％以下，Cr限制为2.00％以下，Ni限制为2.00％以下，Cu限制为2.00％以下，Mo限制为1.00％以下，W限制为1.00％以下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1种的合计限制为0.5000％以下，余量包含铁以及不可避免的杂质。
(12)在上述(11)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述高强度冷轧钢板的至少一面形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(13)在上述(11)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述高强度冷轧钢板的至少一面形成电镀锌层。
(14)在上述(13)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述电镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(15)在上述(11)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述高强度冷轧钢板的至少一面形成热浸镀锌层，上述热浸镀锌层可以通过将上述高强度冷轧钢板在加热或冷却至(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃的温度范围的状态下浸渍于镀锌浴中，并进行冷却从而形成。
(16)在上述(15)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述热浸镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
(17)在上述(11)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述高强度冷轧钢板的至少一面形成合金化热浸镀锌层，上述合金化热浸镀锌层可以通过将上述高强度冷轧钢板在加热或冷却至(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃的温度范围的状态下浸渍于镀锌浴中，并在460℃以上的温度实施合金化处理后，进行冷却从而形成。
(18)在上述(17)所述的冷轧钢板制造方法中，也可以在上述合金化热浸镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
根据本发明，能够提供具有优异的弯曲性的最大拉伸强度700MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法。
具体实施方式
本发明人为了通过防止因进行弯曲加工而在变形部中发生的钢板内部的龟裂、钢板表面的颈缩，得到可获得优异的弯曲性的最大拉伸强度700MPa以上的高强度冷轧钢板而反复进行了锐意研究。
其结果，本发明人搞清了：通过在具有规定的成分组成，并将显微组织控制为规定的组织的基础上，实施脱碳处理，能够将钢板表层软化，即使是最大拉伸强度为700MPa以上的高强度冷轧钢板，也能够得到犹如低强度的钢板那样的优异的弯曲性。这种效果，通过将钢板表层的硬度和t/4深度位置的硬度的比「(表层的硬度)/(t/4深度位置的硬度)」设为大于0.75且为0.90以下而能够得到。
而且，通过钢板的表层部的显微组织以体积分数计含有3～10％的残余奥氏体以及90％以下的铁素体，并且，钢板的t/4深度位置的内部显微组织以体积分数计含有3～30％的残余奥氏体，也能够抑制由颈缩引起的开裂，能够得到进一步的弯曲性的提高。特别是弯曲加工，越往表层应变越大，因此通过使表层和钢板内部的硬度处于表述范围内，能够得到大的弯曲性改善效果。
另外，本发明的钢板，通过含有残余奥氏体，不仅能得到弯曲加工时的颈缩抑制效果，而且也能得到拉伸试验和压制加工时的颈缩抑制效果，因此伸长率也良好。
以下对本发明的一实施方式涉及的高强度冷轧钢板进行说明。
在以下的说明中，所谓弯曲性优异的钢板，意指：在基于JIS Z2248(2006年)的90度V型弯曲试验中，在弯曲半径R为1.0mm以下的条件下不发生裂纹和颈缩的钢板，或者，在弯曲半径R为0.5mm以下的条件下不发生裂纹的钢板。
(钢的成分组成)
首先，对构成本实施方式涉及的冷轧钢板或者镀锌钢板的钢的成分组成进行说明。以下的说明中的％表示质量％。
「C：0.075～0.300％」
C，为了提高母材钢板的强度而含有。但是，C的含量超过0.300％时，延伸性以及焊接性变得不充分，变得难以确保高的弯曲性。C的含量优选为0.280％以下，更优选为0.260％以下。另一方面，C的含量低于0.075％时，强度降低，不能确保700MPa以上的最大拉伸强度。为了提高强度，C的含量优选为0.090％以上，更优选为0.100％以上。
「Si：0.30～2.50％」
Si促进脱碳反应，招致钢板表层的软化，因此是最重要的元素。Si的含量超过2.50％时，母材钢板脆化，延展性劣化，因此将上限设为2.50％。从确保延展性的观点出发，Si的含量优选为2.20％以下，更优选为2.00％以下。另一方面，当Si的含量低于0.30％时，会大量生成粗大的铁系碳化物，不能够使内部显微组织的残余奥氏体组织分数为3～30％，伸长率降低。从该观点出发，Si的下限值优选为0.50％以上，更优选为0.70％以上。而且，Si是抑制母材钢板中的铁系碳化物的粗大化，提高强度和成形性所必需的元素。另外，其作为固溶强化元素，有助于钢板的高强度化，因此需要添加。从该观点出发，Si的下限值优选为1％以上，更优选为1.2％以上。
「Mn：1.30～3.50％」
Mn，为了提高母材钢板的强度而含有。但是，Mn的含量超过3.50％时，在母材钢板的板厚中央部产生粗大的Mn浓化部，容易引起脆化，容易引起铸造成的板坯开裂等的问题。另外，Mn的含量超过3.50％时，焊接性也劣化。因此，Mn的含量设为3.50％以下。从焊接性的观点出发，Mn的含量优选为3.20％以下，更优选为3.00％以下。另一方面，Mn的含量低于1.30％时，在退火后的冷却中会大量形成软质的组织，因此变得难以确保700MPa以上的最大拉伸强度。从该方面考虑，将Mn的含量设为1.30％以上。Mn的含量，为了进一步提高强度而优选为1.50％以上，更优选为1.70％以上。
「P：0.001～0.050％」
P有在母材钢板的板厚中央部偏析的倾向，使焊接区脆化。P的含量超过0.050％时，焊接区大幅度脆化，因此将P的含量设为0.050％以下。P的含量的下限不特别规定，将P的含量设为低于0.001％时，虽能够发挥本发明的效果，但伴有制造成本的大幅度的增加，因此将0.001％作为下限值。
「S：0.0001～0.0100％」
S对焊接性以及铸造时和热轧时的制造性造成恶劣影响。从该方面考虑，S的含量的上限值设为0.0100％以下。另外，S与Mn结合而形成粗大的MnS，使延展性和放边性降低，因此优选为0.0050％以下，更优选为0.0025％以下。S的含量的下限不特别规定，将S的含量设为低于0.0001％时，虽能够发挥本发明的效果，但伴有制造成本的大幅度的增加，因此将0.0001％作为下限值。
「Al：0.001～1.500％」
Al，促进脱碳反应，招致钢板表层的软化，因此是重要的元素。Al的含量超过1.500％时，焊接性恶化，因此将Al的含量的上限设为1.500％。从该观点出发，Al的含量优选为1.200％以下，更优选为0.900％以下。另外，Al是作为脱氧材料也有效的元素，但Al的含量低于0.001％时，不能充分得到作为脱氧材料的效果，因此将Al的含量的下限设为0.001％以上。要充分得到脱氧效果时，Al量优选为0.003％以上。
「N：0.0001～0.0100％」
N，形成粗大的氮化物，使延展性以及放边性劣化，因此需要抑制添加量。N的含量超过0.0100％时，该倾向变得显著，因此将N含量的上限值设为0.0100％以下。另外，N成为焊接时的气孔发生的原因，因此优选设为0.0080％以下。N的含量的下限不特别规定，将N的含量设为低于0.0001％时，虽能发挥本发明的效果，但招致制造成本的大幅度的增加，因此将0.0001％作为下限值。
本实施方式涉及的高强度冷轧钢板的母材钢板，以含有以上的元素、余量包含铁以及不可避免的杂质的组成为基本，其他的成分不加入也无妨。但是，钢板也可以根据需要而以下述的含量范围进一步含有Ti、Nb、V、Cr、Ni、Cu、Mo、W、Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM。再者，这些元素的下限值为0％，但为了得到所希望的效果，也可以分别设为下述所示的下限值。再者，不可避免的杂质的含量，如果是不使本发明的效果显著劣化的程度就被容许，但优选尽可能地减少。
「Ti：0.005～0.150％」
Ti，是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒长大所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，Ti的含量超过0.150％时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此Ti的含量优选为0.150％以下。从成形性的观点出发，Ti的含量更优选为0.120％以下，进一步优选为0.100％以下。Ti的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到Ti所带来的强度上升效果，Ti的含量优选为0.005％以上。为了母材钢板的高强度化，Ti的含量更优选为0.010％以上，进一步优选为0.015％以上。
「Nb：0.005～0.150％」
Nb，是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒长大所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，Nb的含量超过0.150％时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此Nb的含量优选为0.150％以下。从成形性的观点出发，Nb的含量更优选为0.120％以下，进一步优选为0.100％以下。Nb的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了得到Nb所带来的强度上升效果，Nb的含量优选为0.005％以上。为了母材钢板的高强度化，Nb的含量更优选为0.010％以上，进一步优选为0.015％以上。
「V：0.005～0.150％」
V是通过析出物强化、由抑制铁素体晶粒长大所带来的细粒强化以及通过抑制再结晶的位错强化，有助于母材钢板的强度上升的元素。但是，V的含量超过0.150％时，碳氮化物的析出变多，成形性劣化，因此V的含量优选为0.150％以下。V的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到V所带来的强度上升效果，V的含量优选为0.005％以上。
「Cr：0.01～2.00％」
Cr是抑制高温下的相转变，对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。Cr的含量超过2.00％时，热态下的可加工性受损，生产率降低，因此Cr的含量优选为2.00％以下。Cr的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到Cr所带来的高强度化的效果，Cr的含量优选为0.01％以上。
「Ni：0.01～2.00％」
Ni是抑制高温下的相转变，对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。Ni的含量超过2.00％时，焊接性受损，因此Ni的含量优选为2.00％以下。Ni的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到Ni所带来的高强度化的效果，Ni的含量优选为0.01％以上。
「Cu：0.01～2.00％」
Cu是通过作为微细的粒子存在于钢中而提高强度的元素，能够代替C和/或Mn的一部分来添加。Cu的含量超过2.00％时，焊接性受损，因此Cu的含量优选为2.00％以下。Cu的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到Cu所带来的高强度化的效果，Cu的含量优选为0.01％以上。
「Mo：0.01～1.00％」
Mo是抑制高温下的相转变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。Mo的含量超过1.00％时，热态下的可加工性受损，生产率降低。从该方面考虑，Mo的含量优选为1.00％以下。Mo的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到Mo所带来的高强度化的效果，Mo的含量优选为0.01％以上。
「W：0.01～1.00％」
W是抑制高温下的相转变、对高强度化有效的元素，可以代替C和/或Mn的一部分来添加。W的含量超过1.00％时，热态下的可加工性受损，生产率降低，因此W的含量优选为1.00％以下。W的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到W所带来的高强度化的效果，W的含量优选为0.01％以上。
「Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1种：合计为0.0001～0.5000％」
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM是对成形性的改善有效的元素，能够添加1种或2种以上。但是，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的至少1种的含量的合计超过0.5000％时，反倒有可能损害延展性。因此，各元素的含量的合计优选为0.5000％以下。Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的至少1种的含量的下限不特别规定而能发挥本发明的效果，但为了充分得到改善母材钢板的成形性的效果，各元素的含量的合计优选为0.0001％以上。从成形性的观点出发，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf、REM中的1种或者2种以上的含量的合计更优选为0.0005％以上，进一步优选为0.0010％以上。
再者，所谓REM，是Rare Earth Metal的简称，是指属于镧系的元素。REM、Ce采用镧铈合金来添加的情况很多，有除了La和Ce之外还复合地含有其他镧系元素的情况。即使作为不可避免的杂质来含有这些La和Ce以外的镧系元素，也能发挥本发明的效果。另外，即使添加金属La和/或Ce也能够发挥本发明的效果。
(内部显微组织)
下面对内部显微组织进行说明。在此，所谓内部显微组织，意指：将母材钢板的板厚记为t时，t/4深度位置的显微组织。再者，所谓后述的表层显微组织，意指：在母材钢板的表面、严格地讲与母材钢板的板面平行且从表面起算20μm深度的面中的显微组织。
「内部显微组织的残余奥氏体：3～30％」
钢板的内部显微组织，在以t/4深度位置为中心的t/8～3t/8深度的范围中，以体积分数计含有3～30％的残余奥氏体。残余奥氏体通过使延展性大大提高从而在抑制弯曲加工时发生的颈缩方面具有效果。另一方面，残余奥氏体成为破坏的起点，使弯曲性劣化。因此，优选：以体积分数计，将母材钢板的显微组织中所含的残余奥氏体设为3～20％。内部显微组织的残余奥氏体的下限优选为5％或8％以上。
「表层显微组织的残余奥氏体：3～10％」
「表层显微组织的铁素体：90％以下」
为了具有更优异的弯曲性，将钢板表层部中的残余奥氏体的组织分数限制为3～10％，且将铁素体的组织分数限制为90％以下。当表层中的残余奥氏体分数低于3％时，例如，在90度V型弯曲试验中，在1.0mm以下的弯曲半径下，在表层部发生颈缩，使弯曲性劣化。因此，需要使钢板表层的残余奥氏体分数为3％以上。另一方面，残余奥氏体在弯曲成形中相变为马氏体，成为裂纹的起点，因此需要通过进行脱碳处理，使钢板表层的奥氏体分数降低。即使使初生马氏体的分数降低至15％以下，以通过残余奥氏体向马氏体相变而产生的马氏体为起点的弯曲性劣化也难以避免。从该方面考虑，表层部的残余奥氏体分数设为10％以下，优选为8％以下，更优选为5.8％以下。
通过使钢板的内部显微组织和表层部显微组织的残余奥氏体分数在上述范围，能够使后述的钢板表层部和钢板内部(t/4深度位置)的硬度比大于0.75且为0.90以下，能够具有优异的弯曲性。
再者，在使表层显微组织的铁素体的组织分数大于90％的情况下，确保规定的残余奥氏体组织分数变得困难，不能确保优异的弯曲性，因此将90％作为上限。
而且，本实施方式涉及的高强度冷轧钢板的表层显微组织以及内部显微组织，也可以分别除了上述残余奥氏体之外还含有回火马氏体、铁素体、珠光体、渗碳体中的1种以上。如果为以下说明的范围则能够达到本发明的目的。
本实施方式涉及的高强度冷轧钢板，能够采用下述显微组织：除了上述的残余奥氏体之外，在以t/4深度位置为中心的t/8～3t/8深度的范围内，以体积分数计，能够还含有10～87％的铁素体、和1～50％、更优选10～50％的回火马氏体，而且将初生马氏体限制为15％以下。如果本发明的钢板(镀锌钢板的情况下，为母材钢板)的显微组织具有这样的显微组织，则成为具有700MPa以上的强度和优异的弯曲性的高强度冷轧钢板。
进而，也可以含有贝氏铁素体(ベイニティックフェライト)、贝氏体、珠光体中的1种以上。如果为以下说明的范围，则能够达到本发明的目的。
「回火马氏体：10～50％」
回火马氏体使抗拉强度大大提高。因此，可以在母材钢板的组织中以体积分数计含有50％以下的回火马氏体。所谓回火马氏体，是通过将马氏体在200～500℃保持，使其析出了θ、ε、η等的铁基碳化物的马氏体，与初生马氏体相比，难以成为裂纹发生的原因。从抗拉强度的观点出发，回火马氏体的体积分数优选为1％以上，更优选为10％以上。另一方面，当母材钢板的显微组织中所含的回火马氏体的体积分数超过50％时，屈服应力过度提高，担心形状冻结性劣化，因此不优选。
「铁素体：10～87％」
铁素体对延展性的提高有效。因此，可以在母材钢板的组织中以体积分数计含有10％以上的铁素体。另外，铁素体为软质的组织，因此为了确保充分的强度，以体积分数计，可以将87％作为上限。
「初生马氏体：15％以下」
初生马氏体使抗拉强度大大提高，但另一方面，会成为破坏的起点，使弯曲性大大劣化，因此优选在母材钢板的组织中以体积分数计限制为15％以下。为了提高弯曲性，初生马氏体的体积分数更优选为10％以下，进一步优选为5％以下。
所谓初生马氏体，是不含铁基碳化物的马氏体，非常硬而脆。这种结果，在进行了弯曲加工的情况下会成为裂纹的起点，使弯曲性大幅度劣化。从该方面考虑，优选体积率尽可能减小。
「贝氏铁素体以及贝氏体的合计：10～50％」
贝氏铁素体以及贝氏体，是强度与延展性的平衡性优异的组织，还是具有软质的铁素体与硬质的马氏体、回火马氏体以及残余奥氏体的中间的强度的组织，也有助于强度与弯曲性的平衡性提高。因此，以体积分数计，可以含有合计量10～50％。
「珠光体：5％以下」
珠光体变多时，延展性劣化。从该方面考虑，母材钢板的组织中所含的珠光体的体积分数优选为5％以下，更优选为3％以下。
「其他」
作为其他的组织，可以含有粗大的渗碳体等的上述以外的组织。但是，在母材钢板的组织中粗大的渗碳体变多时，弯曲性劣化。从该方面考虑，母材钢板的组织中所含的粗大的渗碳体的体积分数优选为10％以下，更优选为5％以下。所谓粗大的渗碳体，意指公称粒径为2μm以上的渗碳体。渗碳体比铁脆，铁与渗碳体的界面强度也小，因此在弯曲成形中成为裂纹和孔隙形成的起点，使弯曲性劣化。从该方面考虑，需要减小粗大的渗碳体的体积率。另一方面，贝氏体组织和回火马氏体中所含的微细的铁基碳化物，不会使弯曲性劣化，因此可以含有。
如以上那样的各组织的体积分数，能够采用例如以下所示的方法测定。(内部显微组织)
残余奥氏体的体积分数，是将与母材钢板的板面平行且t/4深度位置的面作为观察面，进行X射线衍射，算出面积分数，可将该面积分数视为体积分数。另外，铁素体、珠光体、贝氏体、渗碳体、回火马氏体以及初生马氏体的体积分数，是将与母材钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来制取试样，研磨观察面，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，将以t/4深度位置为中心的t/8～3t/8深度的范围采用电场发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field Emission Scanning Electron Microscope)观察，测定面积分数，可将该面积分数视为体积分数。
再者，将各组织的体积分数的测定位置设为以从表面起算t/4深度位置为中心的t/8～3t/8深度的范围是因为，钢板表层由于脱碳的原因钢板组织与t/8～3t/8深度的范围的钢板组织不同，板厚中心也由于Mn偏析的原因成为含有较多的马氏体的组织，钢板组织与其他的位置大大不同的缘故。(表层显微组织)
另一方面，表层中的残余奥氏体的体积分数，是将与母材钢板的板面平行且从表面起算20μm深度的面作为观察面，进行X线衍射，算出面积分数，可将该面积分数视为体积分数。另外，铁素体、珠光体、贝氏体、渗碳体、回火马氏体以及初生马氏体的体积分数，是将与母材钢板的轧制方向平行的板厚截面作为观察面来制取试样，研磨观察面，用硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，采用电场发射型扫描电子显微镜(FE-SEM：Field EmissionScanning Electron Microscope)观察，测定面积分数，可将该面积分数视为体积分数。
(钢板的硬度比)
下面对规定钢板表层的硬度与上述母材钢板的t/4深度位置的硬度的比的理由进行说明。
本发明人发现，通过对具有上述那样的成分组成和组织的钢板实施脱碳处理将钢板表层软化，能够得到优异的弯曲性。即，通过使钢板的表层的硬度Hvs与母材钢板的t/4深度位置的硬度Hvb的比「Hvs/Hvb」大于0.75且为0.90以下，能得到优异的弯曲性。将该硬度比设为大于0.75是因为，当硬度比为0.75以下时，钢板过于软化，变得难以确保700MPa以上的最大拉伸强度。优选为0.8以上。另一方面，当大于0.90时，虽然由于大量含有残余奥氏体而能够抑制弯曲变形时的颈缩，但是有产生微小的裂纹的情况，弯曲性差。
再者，这里所采用的「硬度」，是在钢板表层和与钢板的轧制方向平行的板厚截面中的t/4的位置，使用维氏硬度试验机，以压入载荷10g重分别测定各10个点的硬度，将其平均值作为各自的硬度。
本发明人在调查硬度和弯曲性的关系时，作为预试验，调查了弯曲性和钢板特性的关系，结果发现：如果为t/8～3t/8深度位置的范围，则平均硬度不依赖于位置；以及，在板厚中心(t/2深度位置)，由于Mn的中心偏析的原因，钢板组织不同，平均硬度也与t/8～3t/8深度位置不同。因此，将能够代表钢板母材的硬度的t/4深度位置的硬度作为母材的硬度(Hvb)。
另一方面，调查了脱碳条件和钢板表层的硬度的关系，结果发现，脱碳越进行，钢板表层的硬度越降低，并且软化了的区域越在板厚方向扩展下去；通过测定从钢板表面起算某个深度位置的硬度，能够代表软化层的厚度和软化程度。因此，测定距钢板表面20μm位置的硬度，如果为镀敷钢板则测定距镀层/钢基体界面20μm位置的硬度，作为钢板表层的硬度(Hvs)。
在此将测定位置设为距表面20μm处是基于下面的理由。
在软化位置，钢板硬度为Hv100～400，压痕尺寸变为8～13μm左右，在测定位置过于靠近钢板表面的情况下，难以进行准确的硬度测定。另一方面，若测定位置过于远离钢板表面，则不含有软化层，因此不能准确求出弯曲性和钢板表层的硬度之间的关系。因此，将测定位置设为距表面20μm的位置。
再者，在钢板表层的硬度测定中，为了防止研磨时的钢板表面的塌边，可以对钢板进行嵌板，填埋树脂后进行研磨、硬度测定。
(钢板的形态)
本发明的高强度冷轧钢板，只要钢板表层的硬度满足上述范围，就可以是冷轧钢板、热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板以及电镀锌钢板的任一种。
作为镀锌层，不特别限定，例如，作为热浸镀锌层，可使用含有低于7质量％的Fe、余量包含Zn、Al以及不可避免的杂质的热浸镀锌层等，作为合金化热浸镀锌层，可使用含有7～15质量％的Fe、余量包含Zn、Al以及不可避免的杂质的合金化热浸镀锌层等。
另外，镀锌层可以是含有或者混入Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、Sr、I、Cs、REM中的至少1种的镀锌层。合金化镀锌层，即使是含有或者混入上述元素中的至少1种的层，也有不损害本发明的效果，且根据其含量而能改善耐蚀性和加工性等的优选的情况。
进而，本发明的高强度冷轧钢板，可以是在冷轧钢板的表面或者镀锌钢板的镀层的表面，具有包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种的皮膜的钢板。
包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种的皮膜，能够在加工钢板时作为润滑剂发挥作用，能够保护钢板的表面或合金化镀锌层。
(钢板的制造方法)
下面对制造上述的高强度冷轧钢板的方法进行详细说明。
在制造钢板时，首先，铸造具有上述的成分组成的板坯。用于热轧的板坯，能够使用连铸板坯和/或采用薄板坯连铸机等制造的板坯。而且，也可以使用在铸造后直接进行热轧的连续铸造-直接轧制(CC-DR)那样的工艺。
在板坯的热轧中，为了确保Ar3相变点以上的终轧温度，另外，由于板坯加热温度的降低会招致过度的轧制载荷的增加，有轧制变得困难、或招致轧制后的母材钢板的形状不良之虞，因此板坯加热温度需要设为1050℃以上。板坯加热温度的上限不作特别规定而能发挥本发明的效果，但在经济上并不优选使加热温度为过度高温，因此优选板坯加热温度的上限设为1350℃以下。
热轧需要在Ar3相变点温度以上的终轧温度完成。当终轧温度低于Ar3相变点时，成为铁素体和奥氏体的双相区轧制，热轧板组织变为不均质的混晶组织，即使经过冷轧工序以及连续退火工序，也不能消除不均质的组织，成为延展性和弯曲性差的钢板。
另一方面，终轧温度的上限不特别规定而能发挥本发明的效果，但在使终轧温度为过度高温的情况下，为了确保其温度就必须使板坯加热温度为过度高温。因此，终轧温度的上限温度优选为1100℃以下。
再者，Ar3相变点，通过使用各元素的含量(质量％)的下式计算。
Ar3＝901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al
热轧的卷取温度，为了防止在热轧钢板的表面形成的氧化物的厚度过度增大、酸洗性劣化，设为750℃以下。为了更加提高酸洗性，卷取温度优选为720℃以下，进一步优选为700℃以下。
另一方面，卷取温度低于400℃时，热轧钢板的强度过度提高，冷轧变得困难，因此卷取温度优选为400℃以上。为了减轻冷轧的负荷，卷取温度优选为420℃以上。但是，即使在低于400℃的温度卷取了，通过其后在箱型炉中进行退火，进行热轧板的软化处理，也能够进行冷轧，因此也可以在低于400℃的温度卷取。
其次，优选对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗是除去热轧钢板的表面的氧化物的步骤，因此对提高母材钢板的镀敷性来说很重要。另外，酸洗可以进行一次，也可以分为多次来进行。
酸洗后的热轧钢板，以板厚的调整和形状矫正为目的而被冷轧。关于冷轧，为了得到板厚精度高、具有优异的形状的母材钢板，优选将压下率设为30～80％的范围。当压下率低于30％时，难以将形状确保为平坦，有最终制品的延展性变差之虞。冷轧中的压下率优选为35％以上，更优选为40％以上。另一方面，在压下率超过80％的压下率下，冷轧载荷过于变大，冷轧变得困难。因此，压下率优选为80％以下。但是，即使冷轧率超过80％地进行冷轧，也能够得到作为本发明的效果的优异的弯曲性。
再者，在冷轧工序中，对轧制道次的次数、各轧制道次的压下率不作特别规定而能发挥本发明的效果。
接着，作为热处理工序，使得到的冷轧钢板通过退火生产线，在(Ac1相变点+40)℃～(Ac3相变点+50)℃的温度区域进行退火。为了得到弯曲性优异的钢板，需要在退火中进行表层的脱碳处理，使钢板表层软化。所谓脱碳处理，是通过使退火时的炉内气氛在下述范围，从而使钢板表层所含的C向大气中扩散，使钢板表层的C浓度降低，使硬质组织的分数减少的处理。
在本发明中，使退火时的炉内气氛处于log(水分压/氢分压)为-3.0～0.0的范围来进行脱碳。通过使气氛气体的水分压与氢分压之比的对数为-3.0～0.0，能够适度促进由进行退火所致的从冷轧钢板表层的脱碳。
当水分压与氢分压之比的对数小于-3.0时，由进行退火所致的从冷轧钢板表层的脱碳变得不充分。为了促进脱碳，水分压与氢分压之比的对数优选为-2.5以上。另一方面，当水分压与氢分压之比的对数大于0.0时，由进行退火所致的从冷轧钢板表层的脱碳被过度促进，有钢板的强度变得不充分之虞。为了确保钢板的强度，水分压与氢分压之比的对数优选为-0.3以下。另外，进行退火时的气氛，优选是包含氮、水蒸气和氢，并以氮为主体的气氛，除了氮、水蒸气和氢之外，也可以含有氧。
另外，将退火时的温度区域设为(Ac1相变点+40)℃～(Ac3相变点+50)℃是为了通过在退火中形成奥氏体，并使该奥氏体变成为马氏体、贝氏体或者残余奥氏体来谋求钢板的高强度化。
退火温度低于(Ac1相变点+40)℃时，退火时所形成的奥氏体的体积率小，难以确保700MPa以上的强度。因此，将退火温度的下限设为(Ac1相变点+40)℃。
另一方面，当退火温度过于变为过度高的温度时，不仅在经济上不优选，而且辊和制造设备的劣化变得显著，因此退火温度优选为(Ac3相变点+50)℃以下。但是，虽是经济性除外的效果，但能够得到优异的弯曲性。
再者，Ac1以及Ac3相变点，通过使用各元素的含量(质量％)的下式计算。
Ac1＝723-10.7×Mn-16.9×Ni+29.1×Si
+16.9×Cr+6.38×W
Ac3＝910-203×(C)0.5-15.2×Ni+44.7×Si
+104×V+31.5×Mo-30×Mn-11×Cr
-20×Cu+700×P+400×Al+400×Ti
在本发明中，在上述的退火温度以及气氛下的滞留时间，设为20秒～600秒。上述的滞留时间低于20秒时，硬质组织分数过于变少，难以确保700MPa以上的高强度。即，虽然奥氏体通过碳化物溶解而形成，但是溶解需要某种程度的时间。当为低于20秒的退火时，碳化物溶解的时间不足，不能确保充分量的奥氏体。其结果，难以确保700MPa以上的强度。因此，将退火温度时间的下限设为20秒。另一方面，超过600秒的滞留，不仅其效果饱和，而且招致生产率的劣化，因此不优选。因此，退火温度的上限设为600秒。
退火后的冷却，是将在700℃～500℃的温度范围内的平均冷却速度设为0.5℃/秒以上500℃/秒以下来冷却，并在100～330℃的温度范围停止冷却。
当在上述温度范围内的平均冷却速度低于0.5℃/秒时，在该温度范围内的滞留时间将变为长时间，会大量生成铁素体、珠光体。因此，变得难以确保700MPa以上的强度。另一方面，当为大于500℃/秒的冷却速度时，不仅需要过度的设备投资，而且有招致板内的温度偏差增大等之虞。
另外，将冷却停止温度设定为330℃以下，优选设定为300℃以下，更优选设定为250℃以下。由此，在冷却时使其形成马氏体，确保700MPa以上的强度。冷却停止温度越低，则马氏体体积率越增加，在其后的保持中被回火，回火马氏体增加，但过度地降低冷却停止温度不仅在经济上不优选，而且使冷却停止温度的偏差增加，进而使材质偏差增加。因此，希望冷却停止温度的下限为100℃以上。优选为130℃以上，更优选为160℃以上。
停止冷却之后，进行加热，调整为350～500℃的温度范围，并在该温度范围进行10～1000秒钟的保持。
将保持的温度范围设为350～500℃是为了将在冷却中形成的马氏体回火、或者促进贝氏体相变，谋求高强度和弯曲性的兼备。所谓回火，是通过将马氏体在350～500℃的温度区域进行保持，使铁系碳化物析出，或进行位错的回复的处理。通过进行回火，能够大大提高马氏体的特性，能够大大提高弯曲性。
但是，当为在低于350℃的温度区域中的保持时，碳化物的析出和位错的回复需要长时间，因此不能谋求弯曲性的改善。另一方面，超过500℃的保持会招致在晶界形成粗大碳化物，并且粗大碳化物脆，因此促进弯曲成形时的龟裂形成。或者，贝氏体相变也难以进行，在冷却过程中生成初生马氏体，使弯曲性劣化。因此，需要在500℃以下的温度进行保持。
另外，将保持时间设为10～1000秒来保持是为了引起充分量的碳化物的析出和位错的回复。保持时间低于10秒时，不能得到作为本发明效果的回火效果。另一方面，设为1000秒以下是因为，过度的保持会使生产率降低因此不优选。另外，在保持中有引起贝氏体相变的情况，有助于残余奥氏体稳定化的情况较多。
再者，在本发明中所说的保持，意指钢板在上述的温度区域滞留上述时间的期间。因此，不是只意味着在该温度区域等温保持的情况，包括在该温度区域中的缓慢加热和/或缓冷。
为了谋求980MPa以上的高强度和优异的弯曲性的兼备，需要实施通过脱碳进行的表层软化、和Ms点以下的冷却以及保持这两方。这是为了通过表层软化来抑制龟裂形成和通过母材的特性提高来促进龟裂扩展。在进行了表层软化的情况下，虽然能够抑制弯曲成形时的表面的龟裂形成，但是不能够抑制表层(表面正下方)中的钢板内部的龟裂形成。即，即使使在弯曲成形时达到最大应变的表层软化，表层附近也受到大的应变，根据情况引起从钢板内部开始的龟裂形成。特别是硬质组织与软质组织的界面、或者，硬质组织本身的破坏成为龟裂形成的原因。因此，需要通过将钢板暂且冷却到Ms点以下并进行保持，使硬质组织从初生马氏体变为回火马氏体，来抑制从母材开始的龟裂形成。另一方面，即使使母材组织成为包含铁素体、回火马氏体、残余奥氏体、贝氏体的组织，为了兼备高强度和优异的弯曲性也存在课题，需要并用通过使表层软化来延迟龟裂形成的方法。因此，需要实施通过脱碳进行的表层软化、和Ms点以下的冷却以及保持这两方。
在热浸镀锌钢板的制造中，进行脱碳处理、和直到100～330℃为止的冷却以及在350～500℃的保持后，进行加热、或者冷却至(镀锌浴温度-40)℃～(镀锌浴温度+50)℃，向热浸镀锌浴浸渍，进行镀敷。
镀浴浸渍板温度，优选设为：从比热浸镀锌浴温度低40℃的温度到比热浸镀锌浴温度高50℃的温度的温度范围。浴浸渍板温度低于(热浸镀锌浴温度-40)℃时，镀浴浸渍进入时的排热较大，熔融锌的一部分凝固，有时使镀层外观劣化，因此将下限设为(热浸镀锌浴温度-40)℃。
但是，即使浸渍前的板温度低于(热浸镀锌浴温度-40)℃，也可以在镀浴浸渍前进行再加热，使板温度成为(热浸镀锌浴温度-40)℃以上而浸渍于镀浴中。另外，当镀浴浸渍温度超过(热浸镀锌浴温度+50)℃时，诱发与镀浴温度上升相伴的操作上的问题。另外，镀浴，除了纯锌和Fe、Al之外，还可以含有Mg、Mn、Si、Cr等。
另外，在进行镀层的合金化的情况下，在460℃以上的温度进行。合金化处理温度低于460℃时，合金化的进行较慢，生产率差。当超过600℃时，在奥氏体中析出碳化物，奥氏体分解，因此变得难以确保700MPa以上的强度和良好的弯曲性，因此600℃为上限。
冷轧钢板的表面的镀锌，不限于通过上述的热浸镀锌来进行，也可以通过电镀来进行。该情况下，按照常规方法进行即可。
另外，也可以以表面的润滑等为目的，对本发明的冷轧钢板的表面、镀锌钢板的镀层的表面赋予皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
再者，也能够在前述的退火后等进行调质轧制。该时的压下率，优选为0.1～1.5％的范围。低于0.1％时，效果小，控制也困难，因此0.1％成为下限。超过1.5％时，生产率显著降低，因此将1.5％作为上限。调质可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次地进行目标的压下率的调质，也可以分为数次来进行。
实施例
使用实施例更详细地说明本发明。
作为实验例1～85，将具有表1、表2所示的成分组成的板坯加热至1230℃，基于表3～6所示的制造条件进行热轧、冷轧、以及热处理，制造了板厚1.2mm的冷轧钢板。在一些实验例中，基于表5、表6所示的镀敷条件实施了镀敷处理。
表1、2表示在实验例1～85中使用的板坯的钢种A～Y、a～d的成分组成。表3、4表示板坯特性、热轧条件、冷轧条件。表5、6表示热处理条件、以及镀敷条件。
再者，在表1～6中，对脱离了本发明的范围的数值附加了下划线。另外，在表5、6中，合金化温度的列中的短横线意指没有实施合金化处理。
在热浸镀锌钢板(GI)以及合金化热浸镀锌钢板(GA)的制造中，将基于表5、6所示的热处理条件实施了冷却、保持的钢板浸渍于镀锌浴中，其后冷却到室温。镀浴中的镀浴中的有效Al浓度设为0.07～0.17mass％的范围。对于一部分钢板，将其浸渍于镀锌浴中后，在各条件下进行合金化处理，冷却到室温。作为该时的镀层单位面积重量，两面都设为约35g/m2。最后，对得到的钢板以0.4％的压下率进行了调质轧制。
实验例13、61、79涉及的冷轧钢板，通过脱脂后实施电镀锌，制成为电镀锌钢板(EG)。镀敷条件是，在50℃、8重量％的硫酸溶液中，将电流密度设为15A/dm2，进行约12秒钟的电解酸洗后，实验例13在Zn镀浴中、实验例61在Zn-Ni镀浴中、以及实验例79在Zn-Co镀浴中实施了镀敷，使得附着量变为30g/m2以及60g/m2。镀浴温度：50±2℃、电流密度：60A/dm2、镀液的流速：1m/秒。
另外，在实验例1的冷轧钢板(CR)、实验例54、71的热浸镀锌钢板(GI)、以及实验例15的合金化热浸镀锌钢板(GA)的表面，涂布以磷酸/H2O2重量比＝0.1～10的范围含有磷酸以及过氧化氢的pH1～7的水溶液，不水洗即在400℃的温度进行烘烤干燥，以换算成P量为10～500mg/m2的附着量形成了磷氧化物系无机皮膜。
弯曲性的评价，采用下述方法来实施：基于JIS Z2248(2006年)，对于所得到的钢板，在与轧制方向垂直的方向切取钢板，机械磨削端面，制作35mm×100mm的试样，使用顶端的R为0.5～6mm的90°的模(die)和压头(punch)进行90度V型弯曲试验。用放大镜观察弯曲试验后的样品表面，将没有裂纹时的最小弯曲半径定义为临界弯曲半径。将临界弯曲半径为1mm以下、也没有发生颈缩的钢板、或临界弯曲半径为0.5mm以下的钢板定义为弯曲性优异的钢板。
另外，从得到的钢板制成试样，采用先前叙述的方法测定钢板的表层(即，与母材钢板的板面平行且从表面起算20μm深度的面)以及t/4深度位置的钢板组织。其结果示于表7、8。在表7、8中，F意指铁素体、γR意指残余奥氏体、TM意指回火马氏体、M意指初生马氏体、B意指贝氏体、P意指珠光体。再者，碳化物统计在铁素体的面积率中。
进而，在表9、10中示出钢板的表层硬度(Hvs)、t/4深度位置的硬度(Hvb)、硬度比(Hvs/Hvb)、TS、EL、TS×EL、最小弯曲半径、镀层中Fe(短横线表示没有实施合金化处理)、以及钢板种类。
再者，在表7～10中，对脱离了本发明范围的数值附加了下划线。TS是根据JIS Z2241(2011年)进行拉伸试验来测定。
在表9、10中，钢板种类的栏示出钢板的形态，分别表示如下：CR：冷轧钢板、GI：热浸镀锌钢板、GA：热浸镀锌钢板、EG：电镀锌钢板。另外，对形成了磷氧化物系无机皮膜的钢板追记了+P。
满足本发明的条件的钢板，兼备700MPa以上的最大拉伸强度和良好的弯曲性。强度(TS)和总伸长率(El)的平衡性(TS×El)也良好，为18000(MPa·％)以上。
表1
表2
表3
表4
表5
表6
表7
表8
表9
表10
产业上的利用可能性
本发明廉价地提供适合于汽车用的结构用构件、加强用构件、行走用构件的、具有700MPa以上的最大拉伸强度的弯曲性优异的高强度冷轧钢板，能够期待对汽车的轻量化做出很大的贡献，产业上的效果极高。

Claims (18)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，具有下述成分组成，即，以质量％计，含有
C：0.075～0.300％、
Si：0.30～2.50％、
Mn：1.30～3.50％、
P：0.001～0.050％、
S：0.0001～0.0100％、
Al：0.001～1.500％、以及
N：0.0001～0.0100％，
Ti限制为0.150％以下，
Nb限制为0.150％以下，
V限制为0.150％以下，
Cr限制为2.00％以下，
Ni限制为2.00％以下，
Cu限制为2.00％以下，
Mo限制为1.00％以下，
W限制为1.00％以下，
Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1种的合计限制为0.5000％以下，
余量包含铁以及不可避免的杂质，
钢板表层中的表层显微组织，以体积分数计，含有3～10％的残余奥氏体以及90％以下的铁素体，
将板厚记为t，从所述表面起算t/4深度位置的内部显微组织，以体积分数计，含有3～30％的残余奥氏体，
所述钢板表层的硬度Hvs和所述t/4深度位置的硬度Hvb的比Hvs/Hvb大于0.75且为0.90以下，
最大拉伸强度为700MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述表层显微组织，以体积分数计，进一步含有10～87％的铁素体、10～50％的回火马氏体、以及限制为15％以下的初生马氏体。
3.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述内部显微组织，以体积分数计，进一步含有10～87％的铁素体、10～50％的回火马氏体、以及限制为15％以下的初生马氏体。
4.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在至少一面形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
5.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在至少一面形成有电镀锌层。
6.根据权利要求5所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述电镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
7.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在至少一面形成有热浸镀锌层。
8.根据权利要求7所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述热浸镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
9.根据权利要求1～3的任一项所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在至少一面形成有合金化热浸镀锌层。
10.根据权利要求9所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，在所述合金化热浸镀锌层之上形成有皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
11.一种冷轧钢板制造方法，其特征在于，具备：
热轧工序，该工序通过对处于1050℃以上的状态的板坯进行将终轧温度设定为Ar3相变点以上的热轧，其后在750℃以下的温度区域卷取，得到热轧钢板，所述板坯具有下述成分组成，即，以质量％计，含有C：0.075～0.300％、Si：0.30～2.50％、Mn：1.30～3.50％、P：0.001～0.050％、S：0.0001～0.0100％、Al：0.001～1.500％、以及N：0.0001～0.0100％，Ti限制为0.150％以下，Nb限制为0.150％以下，V限制为0.150％以下，Cr限制为2.00％以下，Ni限制为2.00％以下，Cu限制为2.00％以下，Mo限制为1.00％以下，W限制为1.00％以下，Ca、Ce、Mg、Zr、Hf和REM中的至少1种的合计限制为0.5000％以下，余量包含铁以及不可避免的杂质；
冷轧工序，该工序通过对所述热轧钢板以30～80％的压下率进行冷轧，得到冷轧钢板；和
热处理工序，该工序通过对所述冷轧钢板在Ac1相变点+40℃～Ac3相变点+50℃的温度区域、且在log(水分压/氢分压)为-3.0～0.0的气氛中进行20秒～600秒的退火，接着，将700～500℃区间设为0.5～500℃/秒的冷却速度而冷却到100～330℃后，在350～500℃进行10～1000秒钟的保持，得到高强度冷轧钢板。
12.根据权利要求11所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，还具备皮膜形成工序，该工序在所述高强度冷轧钢板的至少一面形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
13.根据权利要求11所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，还具备电镀锌工序，该工序在所述高强度冷轧钢板的至少一面形成电镀锌层。
14.根据权利要求13所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，还具备皮膜形成工序，该工序在所述电镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
15.根据权利要求11所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，
还具备热浸镀锌工序，该工序在所述高强度冷轧钢板的至少一面形成热浸镀锌层，
在所述热浸镀锌工序中，将所述高强度冷轧钢板在加热或冷却至镀锌浴温度-40℃～镀锌浴温度+50℃的温度范围的状态下浸渍于镀锌浴中，并进行冷却。
16.根据权利要求15所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，还具备皮膜形成工序，该工序在所述热浸镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
17.根据权利要求11所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，
还具备合金化热浸镀锌工序，该工序在所述高强度冷轧钢板的至少一面形成合金化热浸镀锌层，
在所述合金化热浸镀锌工序中，将所述高强度冷轧钢板在加热或冷却至镀锌浴温度-40℃～镀锌浴温度+50℃的温度范围的状态下浸渍于镀锌浴中，并在460℃以上的温度实施合金化处理后，进行冷却。
18.根据权利要求17所述的冷轧钢板制造方法，其特征在于，还具备皮膜形成工序，该工序在所述合金化热浸镀锌层之上形成皮膜，所述皮膜包含磷氧化物和含磷的复合氧化物中的至少1种。
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Cited By (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN104862612A (zh) * 2015-05-26 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种460MPa级耐低温正火钢、钢管及其制造方法
CN105177441A (zh) * 2015-08-31 2015-12-23 铜陵市大明玛钢有限责任公司 用于液晶屏幕框架的冷轧钢板制作工艺
CN106062232A (zh) * 2014-12-19 2016-10-26 Posco公司 扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN107201482A (zh) * 2017-04-19 2017-09-26 马鞍山市鑫龙特钢有限公司 一种风电用齿轮钢及其制备方法
CN107716902A (zh) * 2017-10-25 2018-02-23 安徽恒利增材制造科技有限公司 一种柱塞泵转子用双金属的铸造方法
CN108883447A (zh) * 2016-03-11 2018-11-23 新日铁住金株式会社 钛材及其制造方法
CN109402355A (zh) * 2018-12-29 2019-03-01 首钢集团有限公司 一种600MPa级热轧TRIP型双相钢及其制备方法
CN109477180A (zh) * 2016-07-19 2019-03-15 新日铁住金株式会社 高频淬火用钢
CN109554616A (zh) * 2018-12-29 2019-04-02 首钢集团有限公司 一种700MPa级热轧TRIP辅助型双相钢及其制备方法
CN111378895A (zh) * 2018-12-28 2020-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法
CN111378894A (zh) * 2018-12-28 2020-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种表层铁素体内层铁素体加珠光体的梯度钢铁材料及制造方法
CN111936658A (zh) * 2018-03-30 2020-11-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN112375973A (zh) * 2020-10-26 2021-02-19 佛山科学技术学院 一种用于建筑幕墙工程的高强钢结构件及其热处理工艺
CN112981277A (zh) * 2021-02-02 2021-06-18 北京科技大学 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法
CN113355590A (zh) * 2020-03-06 2021-09-07 宝山钢铁股份有限公司 一种三层复合组织高强钢板及其制造方法
CN113544300A (zh) * 2019-03-22 2021-10-22 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113544299A (zh) * 2019-03-22 2021-10-22 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11661642B2 (en) 2018-03-30 2023-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same

Families Citing this family (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6217455B2 (ja) * 2014-02-28 2017-10-25 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
EP3216887B1 (en) 2014-11-05 2019-10-09 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
ES2775480T3 (es) * 2014-11-05 2020-07-27 Nippon Steel Corp Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente
KR101657822B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2016171237A1 (ja) * 2015-04-22 2016-10-27 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板
TWI534274B (zh) * 2015-05-28 2016-05-21 China Steel Corp Method of Annealing Process for High Strength Steel
WO2016194272A1 (ja) * 2015-05-29 2016-12-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板及びこれらの製造方法
EP3309273B1 (en) 2015-06-11 2021-05-26 Nippon Steel Corporation Galvannealed steel sheet and method for manufacturing same
JP6524810B2 (ja) * 2015-06-15 2019-06-05 日本製鉄株式会社 耐スポット溶接部破断特性に優れた鋼板及びその製造方法
JP6536294B2 (ja) * 2015-08-31 2019-07-03 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
WO2017051477A1 (ja) * 2015-09-25 2017-03-30 新日鐵住金株式会社 鋼板
KR101758485B1 (ko) 2015-12-15 2017-07-17 주식회사 포스코 표면품질 및 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
WO2017109541A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved ductility and formability, and obtained coated steel sheet
JP6692429B2 (ja) * 2016-03-30 2020-05-13 タタ スチール リミテッド 引張強度が１０００〜１２００ＭＰａであり、かつ全伸びが１６〜１７％である高強度熱間圧延鋼（ＨＲＨＳＳ）
CN106244923B (zh) 2016-08-30 2018-07-06 宝山钢铁股份有限公司 一种磷化性能和成形性能优良的冷轧高强度钢板及其制造方法
WO2018220412A1 (fr) * 2017-06-01 2018-12-06 Arcelormittal Procede de fabrication de pieces d'acier a haute resistance mecanique et ductilite amelioree, et pieces obtenues par ce procede
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
CN112313351B (zh) * 2018-10-17 2022-10-28 日本制铁株式会社 钢板及钢板的制造方法
EP3922739B1 (en) * 2019-02-06 2023-05-03 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same field
KR20230016218A (ko) * 2020-07-20 2023-02-01 아르셀러미탈 열처리 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR102457022B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457021B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457023B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457020B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR20230129244A (ko) * 2020-12-23 2023-09-07 뵈스트알파인 스탈 게엠베하 개선된 아연 접착력을 갖는 아연 또는 아연-합금 코팅된스트립 또는 강
WO2023118350A1 (en) * 2021-12-24 2023-06-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1625608A (zh) * 2002-06-25 2005-06-08 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2005298964A (ja) * 2004-03-19 2005-10-27 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板およびその製造方法
CA2781815A1 (en) * 2009-11-30 2011-06-03 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
JP2011111675A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011179030A (ja) * 2010-02-26 2011-09-15 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02175839A (ja) * 1988-12-28 1990-07-09 Kawasaki Steel Corp 溶接性、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US5525431A (en) * 1989-12-12 1996-06-11 Nippon Steel Corporation Zinc-base galvanized sheet steel excellent in press-formability, phosphatability, etc. and process for producing the same
JPH05195149A (ja) 1992-01-21 1993-08-03 Nkk Corp 曲げ加工性及び衝撃特性の優れた超高強度冷延鋼板
JP3872621B2 (ja) 1999-11-05 2007-01-24 新日本製鐵株式会社 自動車車体用亜鉛系メッキ鋼板
JP4445365B2 (ja) 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4589880B2 (ja) * 2006-02-08 2010-12-01 新日本製鐵株式会社 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2007016319A (ja) 2006-08-11 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5071173B2 (ja) 2008-03-11 2012-11-14 住友金属工業株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5391572B2 (ja) 2008-04-08 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびに該鋼板の製造方法
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
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5228722B2 (ja) 2008-09-10 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102341521B (zh) * 2009-05-27 2013-08-28 新日铁住金株式会社 疲劳特性、延伸率以及碰撞特性优良的高强度钢板、热浸镀钢板、合金化热浸镀钢板以及它们的制造方法
KR101447791B1 (ko) * 2010-01-26 2014-10-06 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5636727B2 (ja) * 2010-04-27 2014-12-10 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8192628B2 (en) * 2010-07-26 2012-06-05 Sapphire Energy, Inc. Process for the recovery of oleaginous compounds from biomass
BR112014001994A2 (pt) 2011-07-29 2017-02-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço galvanizado de alta resistência excelente em flexibilidade e método de fabricação da mesma
TWI467028B (zh) 2011-09-30 2015-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent impact resistance and its manufacturing method and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN1625608A (zh) * 2002-06-25 2005-06-08 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP2005298964A (ja) * 2004-03-19 2005-10-27 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板およびその製造方法
CA2781815A1 (en) * 2009-11-30 2011-06-03 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
JP2011111675A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011179030A (ja) * 2010-02-26 2011-09-15 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板

Cited By (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10351924B2 (en) 2014-12-19 2019-07-16 Posco Hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having improved hole expansion ratio, and manufacturing methods thereof
CN106062232A (zh) * 2014-12-19 2016-10-26 Posco公司 扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN106062232B (zh) * 2014-12-19 2018-06-26 Posco公司 扩孔率优异的热浸镀锌钢板、合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
CN104862612A (zh) * 2015-05-26 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 一种460MPa级耐低温正火钢、钢管及其制造方法
CN105177441A (zh) * 2015-08-31 2015-12-23 铜陵市大明玛钢有限责任公司 用于液晶屏幕框架的冷轧钢板制作工艺
CN108883447A (zh) * 2016-03-11 2018-11-23 新日铁住金株式会社 钛材及其制造方法
US11542581B2 (en) 2016-03-11 2023-01-03 Nippon Steel Corporation Titanium product and method for producing the same
CN108883447B (zh) * 2016-03-11 2020-03-24 日本制铁株式会社 钛材及其制造方法
CN109477180A (zh) * 2016-07-19 2019-03-15 新日铁住金株式会社 高频淬火用钢
CN107201482A (zh) * 2017-04-19 2017-09-26 马鞍山市鑫龙特钢有限公司 一种风电用齿轮钢及其制备方法
CN107201482B (zh) * 2017-04-19 2019-01-25 马鞍山市鑫龙特钢有限公司 一种风电用齿轮钢及其制备方法
CN107716902A (zh) * 2017-10-25 2018-02-23 安徽恒利增材制造科技有限公司 一种柱塞泵转子用双金属的铸造方法
US11661642B2 (en) 2018-03-30 2023-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US11788163B2 (en) 2018-03-30 2023-10-17 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN111936658B (zh) * 2018-03-30 2021-11-02 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111936658A (zh) * 2018-03-30 2020-11-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111378894A (zh) * 2018-12-28 2020-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种表层铁素体内层铁素体加珠光体的梯度钢铁材料及制造方法
CN111378895B (zh) * 2018-12-28 2021-10-19 宝山钢铁股份有限公司 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法
CN111378894B (zh) * 2018-12-28 2021-10-19 宝山钢铁股份有限公司 一种表层铁素体内层铁素体加珠光体的梯度钢铁材料及制造方法
CN111378895A (zh) * 2018-12-28 2020-07-07 宝山钢铁股份有限公司 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法
CN109554616A (zh) * 2018-12-29 2019-04-02 首钢集团有限公司 一种700MPa级热轧TRIP辅助型双相钢及其制备方法
CN109402355A (zh) * 2018-12-29 2019-03-01 首钢集团有限公司 一种600MPa级热轧TRIP型双相钢及其制备方法
CN113544300A (zh) * 2019-03-22 2021-10-22 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113544299A (zh) * 2019-03-22 2021-10-22 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113544300B (zh) * 2019-03-22 2023-08-08 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113544299B (zh) * 2019-03-22 2023-08-15 日本制铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113355590A (zh) * 2020-03-06 2021-09-07 宝山钢铁股份有限公司 一种三层复合组织高强钢板及其制造方法
CN112375973A (zh) * 2020-10-26 2021-02-19 佛山科学技术学院 一种用于建筑幕墙工程的高强钢结构件及其热处理工艺
CN112981277A (zh) * 2021-02-02 2021-06-18 北京科技大学 一种超高强度中碳纳米贝氏体钢的制备方法

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Publication number Publication date
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