CN104630620A - 加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

在本发明的冷轧钢板中，使钢板的金属组织为含有贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体的混合组织，特别是用扫描型电子显微镜观察金属组织时，贝氏体由如下复合组织构成：邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温区域生成的贝氏体；邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成的贝氏体，设所述高温区域生成贝氏体相对于金属组织整体的面积率为a，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体相对于金属组织整体的合计面积率为b时，满足a：20～80％，b：20～80％，a+b：70％以上。本发明的冷轧钢板，延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)全部平衡地得到改善，加工性全部优异，抗拉强度为980MPa以上。

Description

加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
本申请是申请号：201110030902.6，申请日：2011.1.25，发明名称：“加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法”的申请的分案申请。
技术领域
本发明涉及冷轧钢板及其制造方法，具体来说，是涉及具有抗拉强度在980MPa以上的高强度的冷轧钢板及其制造方法。
背景技术
在汽车业界，对于CO2排放规定等地球环境问题的应对成为当务之急。另一方面，从确保乘客的安全性这一观点出发，汽车的碰撞安全标准被强化，能够充分确保乘车空间的安全性的结构设计得到推进。为了同时达成这些要求，有效的是作为汽车的结构构件，使用抗拉强度在980MPa以上的高强度钢板(高张力钢板)，使其进一步薄壁化以使车体车量化。但是，一般来说，若加大钢板的强度，则加工性劣化，因此，为了将高张力钢板用于汽车构件，加工性的改善成为无法回避的课题。
作为兼具强度和加工性的钢板，已知有TRIP(TransformationInduced Plasticity，相变诱发塑性)钢板。作为TRIP钢板之一，已知有TBF钢板(日本特开2005-240178号、日本特开2006-274417号、日本特开2007-321236号、日本特开2007-321237号)，其母相为贝氏体铁素体，含有残留奥氏体(以下表述为残留γ。)。在TBF钢板中，通过硬质的贝氏体铁素体能够获得高强度，通过存在于贝氏体铁素体的边界的微细的残留γ，能够获得良好的延伸率(EL)和延伸凸缘性(λ)，因此能够使高强度和良好的加工性并立。
可是，CO2排放规定近年来日益严格，要求车体的更加轻量化。因此，在历来使用加工性良好的低强度钢板的难成形构件中，也开始研究应用抗拉强度为980MPa以上的高张力钢板。具体来说，考虑不仅是车体的骨骼构件，连薄板构件等也积极地利用高张力钢板。
作为汽车用构件所使用的钢板，如前述要求兼具高强度和加工性。特别是最近在应用量增加的980MPa以上的高强度钢板中，除了延伸率以外，还强度要求包括延伸凸缘性(扩孔性)和弯曲性等局部变形能力在内的加工性全面地进一步提高。
发明内容
本发明着眼于上述这样的情况而做，其目的在于，提供一种延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)全部得到均衡改善的、加工性整体优异的抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板，和制造该高强度冷轧钢板的技术。
能够解决上述课题的本发明的冷轧钢板，以质量％计，含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～0.2％，并且满足P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量由铁和不可避免的杂质构成，所述钢板的金属组织包含贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，贝氏体由如下复合组织构成：
邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温区域生成的贝氏体；邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成的贝氏体，设所述高温区域生成贝氏体相对于金属组织整体的面积率为a，所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体相对于金属组织整体的合计面积率为b时，满足
a：20～80％，b：20～80％，a+b：70％以上，并且，
(2)以饱和磁化法测量的残留奥氏体的体积率相对于金属组织整体为3％以上。
所述金属组织中存在淬火马氏体和残留奥氏体复合的MA混合相时，优选相对于全部MA混合相的个数，在观察截面中满足当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例低于15％。
优选旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径D在20μm以下。
所述钢板，作为其他元素也可以还含有如下：
(a)Cr：1％以下和/或Mo：1％以下；
(b)从Ti：0.15％以下、Nb：0.15％以下和V：0.15％以下之中选出的一种以上；
(c)Cu：1％以下和/或Ni：1％以下；
(d)B：0.005％以下；
(e)从Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和稀土类元素：0.01％以下之中选出的一种以上。
所述钢板也可以在表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
所述冷轧钢板，能够通过按如下顺序所含的工序进行制造：加热至Ac3点以上的温度后，进行50秒以上均热的工序；以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；在满足下式(1)的温度区域保持5～100秒的工序；在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
根据本发明，使冷轧钢板的金属组织成为含有贝氏体、残留γ和回火马氏体的组织，特别是作为贝氏体，为残留γ和碳化物的存在形态不同的两种贝氏体，使在400℃以上、540℃以下的高温区域生成的贝氏体(以下表述为高温区域生成贝氏体。)，和在200℃以上、低于400℃的低温区域生成的贝氏体(以下表述为低温区域生成贝氏体。)双方生成，因此，能够实现即使在980MPa以上的高强度区域，延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)全部的点仍优异、具有良好的加工性的高强度冷轧钢板。另外，根据本发明，能够提供一种使这样的高强度和良好的加工性并立的冷轧钢板的制造方法。
附图说明
图1是表示邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔的一例的模式图。
图2中模式化地表示高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等(低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的分布状态的图。
图3是表示T1温度区域和T2温度区域的温度记录图的一例的模式图。
图4是下述表2所示的No.2的电子显微镜照片(附图代用照片)。
图5是下述表2所示的No.4的电子显微镜照片(附图代用照片)。
图6是表示抗拉强度(TS)×延伸率(EL)与扩孔率(λ)的关系的曲线图。
具体实施方式
本发明者们针对抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板，为了使其延伸率、延伸凸缘性和弯曲性全部提高，全面改善加工性而反复研究。其结果发现如下，从而完成了本发明：
(1)使冷轧钢板的金属组织成为含有贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体的混合组织，特别是作为贝氏体，如果使邻接的残留γ之间，邻接的碳化物之间或邻接的残留γ和碳化物(以下称为残留γ等。)的中心位置间距离的平均间隔为1μm以上的高温区域生成的贝氏体，和残留γ等的中心位置间距离的平均间隔低于1μm的低温区域生成的贝氏体两种贝氏体生成，则能够提供延伸率、延伸凸缘性和弯曲性全部得到改善的、加工性全面优异的高强度冷轧钢板。
(2)具体来说，上述金属组织中，高温区域生成贝氏体在冷轧钢板的加工性之中有助于延伸率(EL)提高，低温区域生成贝氏体在冷轧钢板的加工性之中有助于延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)的提高。
(3)为了制造含有这两种贝氏体的高强度冷轧钢板，以规定温度加热后，以15℃/秒以上的平均冷却速度急冷至400℃以上、540℃以下的温度区域(以下称为T1温度区域。)的任意的温度；在该T1温度区域保持5～100秒，使高温区域生成贝氏体生成后，冷却至200℃以上、低于400℃的温度区域(以下称为T2温度区域)，在该T2温度区域保持200秒以上即可。
首先，对于赋予本发明的冷轧钢板以特征的金属组织进行说明。
《关于金属组织》
本发明的冷轧钢板的金属组织，由贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体的混合组织构成。
首先，对于本发明最富特征的贝氏体进行说明。
在本发明中，贝氏体是相对于全部金属组织占70面积％以上的主相(母相)。在贝氏体中，也包含贝氏体铁素体。贝氏体是碳化物析出的组织，贝氏体铁素体是碳化物没有析出的组织。还有，在本发明中，贝氏体的面积率中，如后述也包括回火马氏体的面积。
而且在本发明中具有的特征在于，贝氏体由高温区域生成贝氏体，和比高温区域生成贝氏体强度高的低温区域生成贝氏体的复合组织构成。在本发明中，由两种贝氏体组织构成，由此在确保良好的延伸凸缘性和弯曲性的基础上，还能够进一步提高延伸率，加工性全面提高。这被认为是由于，通过使强度级别不同的贝氏体组织复合化而产生不均一变形，因此加工硬化能上升。
在本发明中，上述所谓高温区域生成贝氏体，是在加热至Ac3点以上的温度后的冷却过程中，在400℃以上、540℃以下的T1温度区域生成的贝氏体组织，意思是用扫描型电子显微镜观察经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢板截面时，残留γ等的平均间隔为1μm以上的贝氏体。
另一方面，在本发明中，上述所谓低温区域生成贝氏体，是在加热至Ac3点以上的温度后的冷却过程中，在200℃以上、低于400℃的T2温度区域生成的贝氏体组织，意思是用扫描型电子显微镜观察经硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的钢板截面时，残留γ等的平均间隔低于1μm的贝氏体。还有，上述低温区域生成贝氏体和回火马氏体即使通过显微镜观点也不能区别，因此在本发明中，低温区域生成贝氏体和回火马氏体统称为“低温区域生成贝氏体等”。
在此，所谓“残留γ等的平均间隔”意思是，在显微镜观察钢板截面时，将邻接的残留γ之间的中心位置间距离，邻接的碳化物之间的中心位置间距离，或邻接的残留γ和碳化物之间的中心位置间距离的测量结果加以平均的值。上述所谓中心位置间距离，意思是对于各残留γ或各碳化物求出中心位置，该中心位置之间的距离。中心位置是在残留γ或碳化物中，决定长径和短径，长径与短径交叉的位置。但是，残留γ或碳化物在板条的边界相析出时，多个残留γ与碳化物相连，其形态为针状或板状，因此中心位置间距离不是残留奥氏体和/或碳化物彼此的距离，如图1所示，将残留奥氏体和/或碳化物在长径方向相连而形成的线间隔(板条间距离)作为中心位置间距离即可。
在本发明中，通过形成包含高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合贝氏体组织，能够实现加工性全面改善的高温度冷轧钢板。即，因为高温区域生成贝氏体比低温区域生成贝氏体软，所以对提高钢板的延伸率(EL)有作用，有助于改善加工性。另一方面，低温区域生成贝氏体等在碳化物和残留γ缩小变形时减轻应力集中，因此具有提高钢板的延伸凸缘性(λ)的作用，有助于改善加工性。而且在本发明中，因为使这样的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等复合化，所以加工硬化能提高，延伸率进一步提高，加工性得到改善。
在本发明中，如上述将贝氏体根据生成温度区域的不同和残留γ等平均间隔的不同而区别为“高温区域生成贝氏体”与“低温区域生成贝氏体等”的理由在于，一般性的学术的组织分类中，难以明确地区分贝氏体。例如，板条状的贝氏体和贝氏体铁素体，根据相变温度被分类为上贝氏体和下贝氏体，但在扫描型电子显微镜(SEM)观察中，大量含有Si的钢种中，随着贝氏体相变而来的碳化物的析出受到抑制，因此也含有马氏体组织，对其加以区别有困难。因此在本发明中，没有根据学术上的组织定义来分类贝氏体，而是以上述方式进行区别的情形。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态没有特别限定，可以在旧γ晶内混合生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方，也可以每个旧γ晶粒分别混合生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等。
模式化地表示高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的分布状态的图显示在图2中。图2(a)表示旧γ晶内混合生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的双方的情况，图2(b)表示每个旧γ晶粒分别混合生成高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的情况。图2中所示的黑圆表示MA混合相。关于MA混合相后述。
在本发明中，设金属组织整体中所占的高温区域生成贝氏体的面积率为a，金属组织整体中所占的低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率为b时，需要a和b均满足20～80％。
若高温区域生成贝氏体的面积率a或低温区域生成贝氏体等的合计面积率b低于20％或超过80％，则高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成量的平衡变差，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的复合化带来的效果无法发挥。因此，延伸率、延伸凸缘性或弯曲性任意一种特性劣化，不能全面改善加工性。因此上述面积率a为20～80％，优选为25～75％，更优选为30～70％。另外，上述合计面积率b为20～80％，优选为25～75％，更优选为30～70％。
如果上述a和上述b的关系各自的范围满足上述范围，则没有特别限定，也包括a＞b、a＜b、a＝b的任意一种形态。
在此，没有规定低温区域生成贝氏体的面积率，而规定低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率的理由在于，在T2温度区域保持规定时间以上而生成的各个组织，带给特性的影响处于同程度。
高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的混合比率，根据冷轧钢板所要求的特性决定即可。具体来说，冷轧钢板的加工性之中为了提高延伸凸缘性(λ)，减小高温区域生成贝氏体的比率，加大低温区域生成贝氏体等的比率即可。另一方面，轧钢板的加工性之中为了提高延伸率(EL)，加大高温区域生成贝氏体的比率，减小低温区域生成贝氏体等的比率即可。另外，为了提高冷轧钢板的强度，加大低温区域生成贝氏体等的比率，减小高温区域生成贝氏体的比率即可。
此外在本发明中，上述面积率a和上述合计面积率b相对于金属组织整体的合计(a+b)需要满足70％。若(a+b)低于70％，则不能确保980MPa以上的抗拉强度。因此(a+b)为70％以上，优选为75％以上，更优选为80％以上。(a+b)的上限没有特别限定，例如为95％。
本发明的冷轧钢板，除了高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体和回火马氏体以外，还含有残留γ。
残留γ在钢板受到应变而变形时相变为马氏体，从而发挥良好的延伸率，并且促进变形部的硬化，是发挥着防止应变的集中的效率的组织。这样的效果一般被称为TRIP效应。为了发挥这样的效果，以饱和磁化法测量残留γ相对于金属组织整体的分率时，该残留γ需要含有3体积％以上。优选为5体积％以上，更优选为7体积％以上。但是若残留γ的分率过高，则后述的MA混合相生成，该MA混合相容易粗大化，因此使延伸凸缘性和弯曲性降低。因此残留γ的上限为20体积％左右。
残留γ主要在金属组织的板条间生成，但在板条状的组织的集合体(例如板条块或板条束)和旧γ的晶界上，也有后述的MA混合相的一部分以块状存在。
本发明的冷轧钢板的金属组织，如上述，包含贝氏体、残留γ和回火马氏体，其余的金属组织没有特别限定。例如也可以存在淬火马氏体和残留γ复合的MA混合相，以及软质的多边铁素体或珠光体等。这些余量组织进行SEM观察时，相对于总的金属组织的比率，优选抑制在20面积％以下。
在此，若对于MA混合相进行说明，则一般已知MA混合相为淬火马氏体和残留γ的复合相，是通过如下方式生成的组织：即，至最终冷却前作为未相变的奥氏体存在的组织的一部分，在最终冷却时相变为马氏体，其他以奥氏体的状态残留。如此生成的MA混合相在热处理(特别是奥氏体回火处理)的过程中，碳高浓度稠化，而且一部分变成马氏体组织，因此是非常硬的组织。因此，由贝氏体构成的母相和MA混合相的硬度差大，在变形时容易成为应力集中而发生孔穴的起点，因此若MA混合相过剩地生成，则局部相变能力降低，延伸凸缘性和弯曲性降低。
本发明的冷轧钢板，如后述因为含有比较高浓度的Si，所以容易生成MA混合相。有MA混合相存在时，其面积率进行光学显微镜观察时，优选相对于金属组织整体而在30％以下。
另外，上述MA混合相之中，观察截面中满足当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例，优选相对于全部MA混合相的个数低于15％(包括0％)。MA混合相的粒径越大，孔穴越容易发生，这一倾向已经实验确认，因此优选MA混合相尽可能地小。观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例，更优选低于10％，进一步优选低于5％。还有，当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例，以光学显微镜观察与轧制方向平行的截面表面并计算即可。
有软质的多边铁素体和珠光体存在时，这些组织的面积率的合计，优选相对于金属组织总体而在20％以下。
上述的金属组织以如下顺序测量。
高温区域生成贝氏体、低温区域生成贝氏体等、MA混合相、多边铁素体和珠光体，在与钢板的轧制方向平行的截面中，如果通过SEM以3000倍左右的倍率观察板厚1/4的位置则能够识别。根据SEM观察，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等主要观察到灰色，观察到的是晶粒之中分散有白色或灰色的残留γ等的组织。多边铁素体观察到的是在晶粒的内部不含上述的白色或灰色的残留γ等的晶粒。珠光体观察到的是碳化物和铁素体成为层状的组织。另一方面，MA混合相通过对于实施了LePra(レペラー)腐蚀的试料进行光学显微镜观察，观察到的是白色组织。
在此，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等，如果对于与钢板的轧制方向平行的截面进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，通过SEM以3000倍左右的倍率观察板厚1/4的位置则能够确认。若对钢板的截面进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，则碳化物和残留γ均观察到白色或灰色的组织，对两者进行区别困难。其中，碳化物(例如渗碳体)越是在低温区域生成，与板条间相比越有向板条内析出的倾向，因此碳化物彼此的间隔宽时，可以认为是在高温区域生成的，碳化物彼此的间隔窄时，可以认为是在低温区域生成的。另外，残留γ通常在板条间生成，板条的大小随着组织的生成温度降低而变小，因此，残留γ彼此的间隔宽时，可以认为是在高温区域生成的，残留γ彼此的间隔窄时，可以认为是在低温区域生成的。因此，本发明中对于经过硝酸乙醇腐蚀液腐蚀的截面进行SEM观察，着眼于在观察视野内被观察到的白色或灰色的组织，测量邻接的组织间的中心位置间距离时，该平均值(平均间隔)为1μm以上的组织为高温区域生成贝氏体，平均间隔低于1μm的组织为低温区域生成贝氏体等。还有，上述组织的中心位置间距离，对于最邻近的组织进行测量即可。
根据上述的SEM观察，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等中也含有残留γ和碳化物，因此作为也包括残留奥氏体在内的面积率进行计算。
另一方面，在残留γ中，因为不能通过SEM观察进行组织的鉴定，因此通过饱和磁化法测量体积率。该体积率的值可以直接理解为面积率。基于饱和磁化法的详细的测量原理，参照“R&D神户制钢技报，vol.52，No.3，2002年，p.43～46”即可。
如此，残留γ的体积率(面积率)由饱和磁化法测量，相对于此，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率通过SEM观察，包含残留γ在内进行测量，因此其合计有超过100％的情况。
在MA混合相中，如果对于与钢板的轧制方向平行的截面了LePra腐蚀，用光学显微镜以1000倍左右的倍率观察板厚的1/4位置，则能够观察到白色的组织，可与其他组织区别。如果对其照片进行图像分析，则能够测量MA混合相的面积率。
本发明的冷轧钢板，优选旧γ晶粒的平均当量圆直径D在20μm以下(不含0μm)。通过减小旧γ晶粒的平均当量圆直径D，能够进一步提高延伸率、延伸凸缘性、弯曲性全部。即，本发明的冷轧钢板的金属组织由贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体的混合组织构成，因此若相变前的奥氏体粒径大，则贝氏体组织的复合单位的量值变大，而且组织的大小发生偏差，产生不均匀的变形，应变局部性地集中，难以改善加工性。因此，将旧γ晶粒的平均当量圆直径D控制在20μm以下，对降低数十μm级的微小的不均匀性有效。旧γ晶粒的平均当量圆直径D更优选为15μm以下，更优选为10μm以下。
旧γ晶粒的平均当量圆直径D能够通过使SEM和电子背散射衍射(EBSP)加以组合的SEM-EBSP法进行测量。具体来说，通过SEM-EBSP法，在观察视野100μm×100μm左右的范围，以0.1μm梯级测量晶体取向后，分析相邻测量点的晶体取向的关系，由此能够特定旧γ晶界。基于特定的旧γ晶界，通过比较法计算旧γ晶粒的平均当量圆直径D即可。关于SEM-EBSP法的详细的测量原理中，可参照“Acta Materialia，54，2006年，p.1279～1288”。
《关于成分组成》
接下来，对于本发明的冷轧钢板的成分组成进行说明。
本发明的冷轧钢板，以质量％计，含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～0.2％，并且满足P：0.1％以下(不含0％)、S：0.05％以下(不含0％)。规定这一范围的理由如下。
C是用于提高钢板的强度，并且使残留γ生成所需要的元素。因此C量为0.10％以上，优选为0.11％以上，更优选为0.13％以上。但是，若过剩含有，则焊接性降低。因此C量为0.3％以下，优选为0.25％以下，更优选为0.20％以下。
Si除了作为固溶强化元素而有助于钢板的高强度化以外，还在后述的T1温度区域和T2温度区域的保持中(奥氏体回火处理中)抑制碳化物析出，在有效地使残留γ生成上是非常重要的元素。因此Si量为1.0％以上，优选为1.2％以上，更优选为1.4％以上。但是若过剩地含有，则在退火的加热、均热时不能确保γ单相，有铁素体残留，因此高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体的生成受到抑制。另外，强度变得过高，轧制负荷增大，此外在热轧时钢板表面发生Si氧化皮，使钢板的表面性状恶化。因此，Si含量为3.0％以下，优选为2.5％以下，更优选为2.0％以下。
Mn提高淬火性，抑制冷却中铁素体生成，是用于获得贝氏体和回火马氏体所需要的元素。另外，Mn使γ稳定化，是在生成残留γ上也有效发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，Mn含量为1.5％以上，优选为1.8％以上，更优选为2.0％以上。但是，若过剩地含有，则高温区域生成贝氏体的生成显著受到抑制。另外，过剩添加还招致焊接性的劣化和偏析带来的加工性的劣化。因此Mn量为3％以下，优选为2.8％以下，更优选为2.6％以下。
Al与Si同样，在后述的T1温度区域和T2温度区域的保持中(奥氏体回火处理中)抑制碳化物析出，是有助于残留γ生成的元素。另外Al是作为脱氧剂发挥作用的元素。因此Al量为0.005％以上，优选为0.01％以上，更优选为0.03％以上。但是若过剩地含有Al，钢板的焊接性显著劣化，因此Al的含量需要预先截止在以脱氧为目的最低限度的添加。因此，Al含量为0.2％以下，优选为0.15％以下，更优选为0.1％以下。
P是使钢板的焊接性劣化的元素。因此P量为0.1％以下，优选在0.08％以下，更优选在0.05％以下。P量尽可能少为宜，但达到0％在工业上有困难。
S与P一样，是使钢板的焊接性劣化的元素。另外，S在钢板中形成硫化物系夹杂物，若其增大则加工性降低。因此S量为0.05％以下，优选在0.01％以下，更优选在0.005％以下。S量尽可能少为宜，但达到0％在工业上有困难。
本发明的冷轧钢板，满足上述成分组成，余量成分实质上是铁和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如包括N、O和夹入元素(trampelements)(例如Pb、Bi、Sb、Sn等)。不可避免的杂质之中，N量优选为0.01％以下(不含0％)，O量优选为0.01％以下(不含0％)。
N在钢板中使氮化物析出，是有助于钢板的强化的元素，但若过剩地含有，则氮化物大量析出，引起延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)的劣化。因此，N量优选为0.01％以下。更优选为0.008％以下，进一步优选为0.005％以下。
O若过剩地含有，则是招致延伸率(EL)、延伸凸缘性(λ)和弯曲性(R)降低的元素。因此O量优选为0.01％以下。更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
本发明的钢板，作为其他元素，也可以还含有如下等：
(a)Cr：1％以下和/或Mo：1％以下；
(b)从Ti：0.15％以下、Nb：0.15％以下和V：0.15％以下之中选出的一种以上；
(c)Cu：1％以下和/或Ni：1％以下；
(d)B：0.005％以下；
(e)从Ca：0.01％以下、Mg：0.01％以下和稀土类元素：0.01％以下之中选出的一种以上。
(a)Cr和Mo与Mn同样，在冷却中抑制铁素体生成，是用于得到贝氏体和回火马氏体有效发挥作用的元素。这些元素可以单独使用或并用。为了有效地发挥这样的作用，优选使Cr和Mo分别单独含有0.1％以上。更优选为0.2％以上。但是，若Cr和Mo的含量分别超过1％，则显著抑制高温区域生成贝氏体的生成。另外，过剩的添加导致高成本。因此Cr和Mo优选分别在1％以下，更优选为0.8％以下，进一步优选为0.5％以下。Cr和Mo并用时，推荐合计量为1.5％以下。
(b)Ti、Nb和V在钢板中形成碳化物或氮化物等的析出物，使钢板强化，并且是具有使旧γ晶粒微细化作用的元素。为了有效地发挥这样的作用，Ti、Nb和V优选分别单独使之含有0.01％以上。更优选为0.02％以上。但是若过剩地含有，则在晶界析出碳化物，钢板的延伸凸缘性和弯曲性劣化。因此，优选Ti、Nb和V分别单独为0.15％以下。更优选为0.12％以下，进一步优选为0.1％以下。Ti、Nb和V可以分别单独含有，也可以含有任意选择的两种以上。
(c)Cu和Ni是使γ稳定化的元素，在使残留γ生成上是有效发挥作用的元素。这些元素可以单独使用或并用。为了发挥这样的作用，优选Cu和Ni分别单独含有0.05％以上。更优选分别单独为0.1％以上。但是若Cu和Ni过剩地含有，则热加工性劣化。因此优选Cu和Ni分别单独在1％以下。更优选分别单独为0.8％以下，进一步优选分别单独为0.5％以下。还有，若使Cu含有超过1％，则热加工性劣化，但如果添加Ni，则热加工性的劣化得到抑制，因此并用Cu和Ni时，虽然成本高，但也可以添加Cu超过1％。
(d)B与Mn、Cr和Mo同样，在冷却中抑制铁素体生成，在使贝氏体和马氏体生成上是有效发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，优选使之含有0.0005％以上，更优选为0.001％以上。但是若过剩地含有，则生成硼化物而使延展性劣化。另外若过剩地含有，则与Cr和Mo同样，显著抑制高温区域生成贝氏体的生成。因此B量优选为0.005％以下，更优选为0.004％以下，进一步优选为0.003％以下。
(e)Ca、Mg和稀土类元素是在使钢板中的夹杂物微细分散上发挥作用的元素。为了发挥这样的作用，Ca、Mg和稀土类元素优选分别单独含有0.0005％以上。更优选为0.001％以上。但是若过剩地含有，则使铸造性和热加工性等劣化，难以进行制造。另外过剩添加成为使钢板延展性劣化原因。因此Ca、Mg和稀土类元素优选分别单独为0.01％以下，更优选为0.005％以下，进一步优选为0.003％以下。
上述所谓稀土类元素，意思是包含镧系元素(La至Lu的15个元素)和Sc(钪)和Y(钇)的元素，这些元素之中，优选含有从La、Ce和Y中选出的一种元素，更优选含有La和/或Ce。
以上，对于本发明的冷轧钢板的金属组织和成分组成进行了说明。
接着，对于制造该冷轧钢板的方法进行说明。
上述冷轧钢板，能够通过按如下顺序所含的工序进行制造：
将满足上述成分组成的钢板加热至Ac3点以上的温度后，进行50秒以上均热的工序；
以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；
在满足下式(1)的温度区域保持5～100秒的工序；
在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序。
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)
以下，对于制造本发明的冷轧钢板的方法，按顺序进行说明。
首先，作为加热至Ac3点以上的温度之前的冷轧钢板，准备遵循常规方法对板坯进行热轧，对所得到的冷轧钢板进行冷轧的钢板。热轧使终轧温度例如为800℃以上、使卷取温度例如为700℃以下即可。冷轧使冷轧率例如为10～70％的范围进行轧制即可。
经冷轧而得到的冷轧钢板，在连续退火线上加热至Ac3点以上的温度，在该温度区域保持50秒以上而进行均热，由此成为γ单相。若均热温度低于Ac3点的温度，或在Ac3点以上的温度区域的均热时间低于50秒，则奥氏体中残留铁素体，不能够将上述高温区域生成贝氏体的面积率a和上述低温区域生成贝氏体等的合计面积率b的合计量(a+b)确保在规定值以上。均热温度优选为Ac3点+10℃以上，更优选为Ac3点+20℃以上。但是，过于提高均热温度也不会使上述的合计量发生巨大变化，却造成经济上的浪费，因此上限例如为1000℃。另一方面，均热时间优选为100秒以上。但是，若均热时间过长，则奥氏体粒径变大，有加工性变差的倾向。因此均热时间优选为500秒以下。还有，将上述冷轧钢板加热至Ac3点以上的温度时的平均加热速度为1℃/秒以上即可。
上述Ac3点能够根据“莱斯利钢铁材料学”(丸善株式会社，1985年5月31日发行，P.273)所述的下式(a)计算。下式(a)中，[]表示各元素的含量(质量％)，钢板中不含的元素的含量作为0质量％计算即可。Ac3(℃)＝910－203×[C]1/2+44.7×[Si]－30×[Mn]－11×[Cr]+31.5×[Mo]－20×[Cu]－15.2×[Ni]+400×[Ti]+104×[V]+700×[P]+400×[Al]…(a)
加热至Ac3点以上的温度保持50秒以上而均热化后，以15℃/秒以上的平均冷却速度急冷至满足上式(1)的任意的温度T。通过急冷Ac3点以上的温度区域至满足上式(1)的任意的温度T的范围，能够抑制奥氏体相变成多边铁素体，能够使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方各自以规定量生成。该区间的平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为25℃/秒以上。平均冷却速度的上限没有特别限定，例如为100℃/秒左右即可。
冷却至满足上式(1)的任意的温度T后，在满足上式(1)的T1温度区域保持5～100秒后，在满足上式(2)的T2温度区域保持200秒以上。通过分别适当控制在T1温度区域和T2温度区域保持的时间，能够使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方各自以规定量生成。具体来说，通过在T1温度区域保持规定时间，能够控制高温区域生成贝氏体和贝氏体铁素体的生成量，通过在T2温度区域保持规定时间的奥氏体回火处理，能够使未相变的奥氏体相变为低温区域贝氏体、贝氏体铁素体或马氏体，并且使碳向奥氏体稠化，使残留γ生成，从而生成本发明规定的金属组织。
另外，通过将T1温度区域的保持和T2温度区域的保持加以组合，还发挥出能够抑制MA混合相的生成的效果。其机理被认为如下。一般若添加Si或Al，则碳化物的析出得到抑制，因此在奥氏体回火处理中确认为贝氏体相变，并且碳向未相变奥氏体稠化的现象。因此，通过实施奥氏体回火处理，能够使残留γ大量生成。
在此，对于碳向未相变奥氏体稠化的现象进行说明。碳的稠化量被限制至由铁素体和奥氏体的自由能相等的To线所表示的浓度，因此可知贝氏体相变也停止。该To线温度越高越处于低碳浓度侧，因此若以比较高的温度进行奥氏体回火处理，则即使延长处理时间，贝氏体相变达到某种程度时也会停止。这时，未相变的奥氏体的稳定性低，因此粗大的MA混合相生成。
因此，在本发明中，通过在上述T1温度区域保持后，再在上述T2温度区域保持，从而能够增多C浓度向未相变奥氏体的允许量，因此比高温区域低的温度区域的方面，贝氏体相变进行，MA混合相变小。另外，与在上述T1温度区域保持的情况相比，在上述T2温度区域保持时，板条状组织的尺寸变小，因此，即使MA混合相存在，MA混合相自身也被细分化，能够减小MA混合相。此外在本发明中，因为在T1温度区域保持规定时间后，再在T2温度区域保持，所以在开始T2温度区域的保持的时刻，高温区域生成贝氏体已经生成。因此在T2温度区域，高温区域生成贝氏体成为转机，低温区域生成贝氏体的相变得到促进，因此还发挥出能够缩短奥氏体回火处理的时间这样的效果。
还有，如果从Ac3点以上的温度区域，不进行上述T1温度区域下的保持而冷却至满足上式(2)的任意的温度，只在满足上式(2)的T2温度区域保持(即，单纯的低温保持的奥氏体回火处理)，则板条状组织的尺寸变小，因此MA混合相本身也能够减小。但是这种情况下，因为没有在上述T1温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎未生成，另外基质的板条状组织的位错密度变大，强度过高而延伸率降低。
另外，在日本特开2007-321237号中公开的技术是，加热至Ac3点+10℃以上的温度后，急冷至微细多边铁素体生成的温度以下(优选为650℃以下)、360℃以上的温度区域，在该温度区域保持在一定温度下，由此积极地生成微细多边铁素体。但是在该文献中，并没有公开使高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体两种贝氏体生成这样的技术思想，关于分成T1温度区域和T2温度区域分别保持这一点没有记述。
在本发明中，由上式(1)规定的T1温度区域，具体来说是400℃以上、540℃以下。通过在该温度区域保持规定时间，能够生成高温区域生成贝氏体和贝氏体铁素体。即，若在超过540℃的温度区域保持，则软质的多边铁素体和退化珠光体生成，得不到预期的特性。因此T1温度区域的上限为540℃，优选为520℃，更优选为500℃。另一方面，若低于400℃，则高温区域生成贝氏体无法生成，因此不能改善加工性。因此T1温度区域的下限为400℃，优选为420℃。
在满足上述(1)的T1温度区域保持的时间为5～100秒。若保持时间超过100秒，则高温区域生成贝氏体过剩地生成，因此如后述，即使在上述T2温度区域保持既定时间，也不能确保低温区域生成贝氏体等的生成量。因此不能使高强度和良好的加工性并立。另外，若在T1温度区域长时间保持，则碳在奥氏体中过度稠化，因此即使在T2温度区域进行奥氏体回火处理，仍有粗大的MA混合相生成。因此保持时间为100秒以下，优选为90秒以下，更优选为80秒以下。但是若T1温度区域下的保持时间过短，则高温区域生成贝氏体量变少，因此不能改善加工性。因此在T1温度区域下的保持时间为5秒以上，优选为7秒以上，更优选为10秒以上。
在本发明中，所谓在T1温度区域的保持时间，意思是从钢板的表面温度到达T1温度区域上限的时刻，至到达下限的时间，具体来说，就是从到达540℃的时刻至到达400℃的时间。
在满足上式(1)的T1温度区域保持的方法，只要在T1温度区域的停留时间为5～100秒便没有特别限定，例如，采用图3(i)～(iii)所示的温度记录图即可。但是，本发明没有限定于此的意图，只要满足本发明的要件，也能够适宜采用上述以外的温度记录图。
其中图3的(i)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上式(1)的任意的温度后，以该温度T进行规定时间的恒温保持的例子，恒温保持后，冷却至满足上式(2)的任意的温度。在图3(i)中显示的是关于进行一阶段的恒温保持的情况，但并不限定于此，如果在T1温度的范围内，则也可以进行保持温度为不同的两阶段以上的恒温保持。
图3的(ii)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上式(1)的任意的温度后，改变冷却速度，在T1温度区域的范围内花规定时间进行冷却后，再次改变冷却速度，冷却至满足上式(2)的任意的温度的例子。在图3的(ii)中显示的是关于在T1温度区域的范围内花规定时间进行冷却的情况，但并不限定于此，如果在T1温度区域的范围内，则也可以包括花规定时间进行加热的工序，也可以适宜重复冷却和加热。另外，如图3的(ii)所示，也可以不进行一段冷却，而是进行冷却速度不同的二段以上的多段冷却。另外，也可以进行一段加热或二段以上的多段加热(未图示)。
图3的(iii)是从Ac3点以上的温度急冷至满足上式(1)的任意的温度后，改变冷却速度，以相同的冷却速度徐冷至满足上式(2)的任意的温度的例子。如此徐冷的情况下，T1温度区域内的停留时间也为5～100秒。
在本发明中，由上式(2)规定的T2温度区域，具体来说是200℃以上、低于400℃。通过在该温度区域保持规定时间，能够使在上述T1温度区域没有发生相变的未相变奥氏体相变为低温区域生成贝氏体、贝氏体铁素体或马氏体。另外，通过确保充分的保持时间，贝氏体相变进行，最终生成残留γ，MA混合相也得到细分化。该马氏体在刚相变之后作为淬火马氏体存在，但在T2温度区域保持期间被进行回火，作为回火马氏体存在。该回火马氏体对于钢板的延伸率、延伸凸缘性或弯曲性均不会产生不良影响。但是若在400℃以上保持，则粗大的MA混合相生成，因此局部变形能力降低，不能改善延伸凸缘性和弯曲性。因此，T2温度区域低于400℃。优选为390℃以下，更优选为380℃以下。另一方面，以低于200℃的温度保持，也不会生成低温区域生成贝氏体，因此γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，此外淬火马氏体大量生成，因此强度变高，延伸率、延伸凸缘性、弯曲性的平衡变差。另外，γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，不能提高延伸率。因此T2温度区域的下限为200℃。优选为250℃，更优选为280℃。
在满足上式(2)的T2温度区域保持的时间为200秒以上。若保持时间低于200秒，则低温区域生成贝氏体等的生成量变少，γ中的碳浓度变低，不能确保残留γ量，此外淬火马氏体大量生成，因此强度变高，延伸率、延伸凸缘性、弯曲性的平衡变差。另外，碳的稠化得不到促进，因此残留γ的生成量变少，不能改善延伸率。另外，不能使在上述T1温度区域生成的粗大的MA混合相微细化，因此不能改善延伸凸缘性和弯曲性。因此保持时间在200秒以上。优选为250秒以上，更优选为300秒以上。保持时间的上限没有特别限定，但若长时间保持则生产率降低，除此以外，稠化的碳作为碳化物析出，不能生成残留γ，招致延伸率的劣化。另外生产率降低。因此保持时间的上限例如为1800秒即可。
在本发明中，所谓T2温度区域下的保持时间，意思是从钢板的表面温度到达T2温度区域上限的时刻，至到达下限的时间，具体来说，就是从到达低于400℃的时刻，至到达200℃的时间。
在满足上式(2)的T2温度区域保持的方法，只要在T2温度区域下停留时间为200秒以上则没有特别限定，如上述T1温度区域内的温度记录图，可以恒温保持，也可以在T2温度区域内冷却或加热。
本发明的技术特别适合于板厚在3mm以下薄钢板采用。
在上述冷轧钢板的表面也可以形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。形成熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层时的条件未特别限定，能够采用公知的条件。
本发明的冷轧钢板，抗拉强度在980MPa以上，并且加工性全面良好。该冷轧钢板适合作为汽车的结构构件的原材使用。作为汽车的结构构件，例如可列举以前后部侧梁和冲撞盒(crush box)等正面冲撞部件为首的梁类等的加强材(例如中梁加强件)，车顶纵梁的加强材，侧梁、车底构件、踏板部等的车体构成部件，保险杠的加强材和车门防撞梁等的耐冲击吸收构件，板部件等。另外，上述冷轧钢板温加工性良好，因此也能够适用为温成形用的原材。还有，所谓温加工，意思是在50～500℃左右的温度范围进行成形。
【实施例】
以下，列举实施例更具体地说明本发明，但本发明不受下述实施例限制，在能够符合前后述的宗旨的范围内当然也可以适当加以变更实施，这些均包含在本发明的技术范围内。
真空熔炼下述表1所示的成分组成的钢(余量为铁和不可避免的杂质)，制造实验用板坯。基于下述表1所示的成分组成和上式(a)，计算Ac3点，结果一并显示在下表1中。还有，计算的Ac3点的温度也一并显示在下述表2～表4中。
对于所得到的实验用板坯进行热轧后再进行冷轧，接着进行连续退火，制造供试材。具体的条件如下。
以1250℃对实验用板坯进行30分钟加热后，使压下率约为90％，终轧温度为920℃进行热轧，以30℃/秒的平均冷却速度从该温度冷却至500℃的卷取温度并卷取。卷取后，以该卷取温度(500℃)保持30分钟，接着进行炉冷至室温，制造板厚2.6mm的热轧钢板。
对于得到的热轧钢板进行酸洗，除去表面氧化皮之后，以46％的冷轧率进行冷轧，制造板厚1.4mm的冷轧钢板。
将所得到的冷轧钢板加热至表2～表4所示的温度(℃)，保持表2～表4所示的时间而进行均热后，遵循如下所示的4个方式的任意一种进行冷却，进行连续退火而制造供试材。
(冷却方式i：对应上述图3的(i))
均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，在该开始温度T保持下述表2～表4所示的时间(秒，阶跃时间)，接着冷却至下述表2～表4所示的T2温度区域的开始温度(℃)，在该开始温度保持。在下述表2～表4中，显示在T1温度区域中的停留时间(秒)和T2温度区域中的停留时间(秒)。另外还显示，从在T1温度区域结束保持的时刻起到达T2温度区域的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式ii：对应上述图3的(ii))
均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，用下述表2～表4所示的阶跃时间(秒)冷却至下述表2～表4所示的终止温度(℃)，接着冷却至下述表2～表4所示的T2温度区域的开始温度(℃)，以该开始温度保持下述表2～表4所示的时间(秒)。在下述表2～表4中，显示在T1温度区域中的停留时间(秒)和在T2温度区域中的停留时间(秒)。另外还显示，从在T1温度区域结束保持的时刻到达T2温度区域的开始温度的时间(秒)。
(冷却方式iii：对应上述图3的(iii))
均热后，以下述表2～表4所示的平均冷却速度(℃/秒)冷却至下述表2～表4所示的开始温度T(℃)后，再冷却至下述表2～表4所示T2温度区域中的开始温度(℃)，以该开始温度保持。在下述表2～表4中，显示在T1温度区域中的停留时间(秒)和在T2温度区域中的停留时间(秒)。
(冷却方式iv)
均热后，冷却至下述表2～表4所示的T1温度区域中的开始温度(℃)或T2温度区域中的开始温度(℃)，以任意一个开始温度保持。在下述表2～表4中，显示在T1温度区域中的停留时间(秒)和在T2温度区域中的停留时间(秒)。
还有在表2～表4中还记述有如下：如图3的(i)、(ii)所示，从Ac3点以上的温度冷却至满足上式(1)的任意的温度T后，进行恒温保持，或在T1温度区域内冷却之后，再冷却至满足上式(2)的任意的温度，这一温度记录图被记述为“分段冷却”；如图3的(iii)所示，从Ac3点以上的温度急冷至满足上式(1)的任意的温度T后，改变冷却速度，冷却至满足上式(2)的任意的温度，这一温度记录图被记述为“徐冷”。
对于所得到的供试材，按如下步骤进行金属组织的观察和机械特性的评价。
《金属组织的观察》
以扫描型电子显微镜观察并计算金属组织之中，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等(即，低温区域生成贝氏体+回火马氏体)的面积率，残留γ的体积率由饱和磁化法测量。
[(1)高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率]
在供试材的平行于轧制方向的截面中，对表面进行研磨，再进行电解研磨后，进行硝酸乙醇腐蚀液腐蚀，用SEM以3000倍的倍率，对于板厚1/4位置进行5个视野的观察。观察视野约50μm×50μm。
接着，在观察视野内，基于前述的方法，测量作为白色或灰色被观察到的残留γ和碳化物的平均间隔。根据其平均间隔被区别的高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的面积率由点算法测量。
在下述表5、表6中显示高温区域生成贝氏体的面积率a(％)，和低温区域生成贝氏体和回火马氏体的合计面积率b(％)。另外，还显示上述面积率a和合计面积率b的合计(a+b)。
[(2)残留γ的体积率]
以饱和磁化法测量金属组织之中残留γ的体积率。具体来说，是测量供试材的饱和磁化(I)和以400℃进行15小进热处理的标准试料的饱和磁化(Is)，根据下式求得残留γ的体积率(Vγr)。饱和磁化的测量使用理研电子制的直流磁化B-II特性自动记录装置“model BHS-40”，最大叠加磁化为5000(Oe)，在室温下测量。
Vγr＝(1-I/Is)×100
另外，按顺序测量残留γ和回火马氏体复合的MA混合相之中，相对于全部MA混合相的个数，观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例。研磨与供试材的轧制方向平行的截面的表面，使用光学显微镜，以1000倍的观察倍率，对于4个视野进行观察，测量MA混合相的当量圆直径d。计算相对于观察的MA混合相的个数，观察截面中的当量圆直径d超过3μm的MA混合相的个数比例。个数比较低于15％的情况为合格(○)，15％以上的情况为不合格(×)，评价结果显示在下述表5、表6中。
另外，旧γ晶粒的平均当量圆直径D通过SEM-EBSP法，以0.1μm梯级在3个视野中测量观察视野100μm×100μm的区域的晶体取向后，分析相邻测量点的晶体取向的关系，特定旧γ晶界，并基于此，通过比较法计算旧γ晶粒的平均当量圆直径D。还有，EBSP法的取向分析条件为CI值0.1以上。
图4中显示下述表2所示的No.2(本发明例)的电子显微镜照片(附图代用照片)，图5中显示下述表2所示的No.4(比较例)的电子显微镜照片(附图代用照片)。
图4中，由虚线包围的区域是低温区域生成贝氏体和回火马氏体的复合组织，在本发明例中，可知高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等双方的组织都有所生成。相对于此，图5未见到上述这样的复合组织的形成，可知由单一的贝氏体组织构成。
《机械的特性的评价》
供试材的机械的特性，基于抗拉强度(TS)、延伸率(EL)、扩孔率(λ)、极限曲率半径(R)进行评价。
(1)抗拉强度(TS)和延伸率(EL)，是使用从供试材上切下的JISZ2201所规定的5号试验片，基于JIS Z2241进行拉伸试验来测量。试验片的切割方式为，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向来进行切割。测量结果显示在下述表7、表8中。
(2)扩孔率(λ)基于钢铁联盟规格JFST 1001进行扩孔试验而测量。测量结果显示在下述表7、表8中。
(3)极限曲率半径(R)进行V型弯曲试验测量。具体来说，使相对于供试材的轧制方向垂直的方向为纵长方向(弯曲脊线与轧制方向一致)而切下JIS Z2204所规定的1号试验片(板厚：1.4mm)，依据JIS Z2248进行V型弯曲试验。还有，以不使龟裂发生的方式，对试验片的纵长方向的端面进行机械磨削之后进行V型弯曲试验。
冲模和冲头的角度为60°，以0.5mm单位改变冲头的前端半径而进行弯曲试验，求得能够进行弯曲而并未发生龟裂的冲头前端半径作为极限弯曲半径(R)。测量结果显示在下述表7、表8中。还有，使用放大镜观察是否有龟裂发生，以未发生毛细裂纹为标准进行判定。
供试材的机械的特征基于抗拉强度(TS)、延伸率(EL)、扩孔率(λ)、极限曲率半径(R)的标准进行评价。即，因为根据钢板的TS所要求的EL、λ、R有所不同，因此对应TS级别，遵循下述标准评价机械的特性。
基于下述评价标准，满足EL、λ和R的全部特性的情况为合格(○)，任意一种特性不满足标准值的情况为不合格(×)，评价结果显示在表7、表8中。
(1)980MPa级的情况
TS：980MPa以上，低于1180MPa
EL：16％以上
λ：30％以上
TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/1000:700以上
R：1.5mm以下
(2)1180MPa级的情况
TS：1180MPa以上，低于1270MPa
EL：14％以上
λ：25％以上
TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/1000:600以上
R：2.5mm以下
(3)1270MPa级的情况
TS：1270MPa以上，低于1370MPa
EL：12％以上
λ：20％以上
TS(MPa)×EL(％)×λ(％)/1000:500以上
R：3.5mm以下
还有，在本发明中，以TS为980MPa以上作为前提，TS低于980MPa时，即使EL、λ、R良好也作为对象之外处理。
由下述表1～表8能够进行如下考察。
下述表2～表4所示的No.1～67之中，No.1、5、12、31、43～47、57～59、62、63是以本发明规定的上述方式i进行冷却的例子，No.6、13、14、27、28是按本发明规定的上述方式iii进行冷却的例子，No.4、11、38是以脱离本发明的要件的上述方式iv进行冷却的例子，其他是按本发明规定的上述方式ii进行冷却例子。
在下述表7、表8中，综合评价获得○的例子均是满足本发明规定的要件的冷却轧钢板，对应各TS满足既定的机械的特性(EL、λ、R)的标准值。因此可知本发明的高强度冷轧钢板加工性全面良好。
另一方面，综合评价获得×的例子，是不满足本发明规定的某一要件的冷轧钢板。详情如下。
No.3、No.10和No.47是加热、均热温度低于Ac3点并过低的例子，是在二相域退火的例子。其结果是，铁素体分率变高，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，因此TS降低。
No.4和No.11是在均热处理后，冷却至T1温度区域，在该温度保持的例子。因为只在T1温度区域进行保持，所以在T2温度区域的保持时间过短，低温区域生成贝氏体等几乎没有生成，粗大的MA混合相大量生成，因此λ比标准值小，未能改善扩孔性。
No.7因为在T2温度区域的保持时间过短，所以是低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制的例子。因此EL比标准值小，未能改善延伸率。另外，R比标准值大，未能改善弯曲性。另外，粗大的MA混合相大量生成，因此虽然λ满足标准值，但EL和λ的平衡低，弯曲性也低。
No.14因为在T1温度区域的保持时间过长，所以低温区域生成贝氏体的生成率低，粗大的MA混合相大量生成，因此λ比标准值小，是未能改善扩孔性。另外，EL和λ的平衡低。
No.15因为在T2温度区域的保持时间过短，所以是低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制的例子。粗大的MA混合相大量生成，因此R比标准值大，未能改善弯曲性。另外，EL和λ的平衡也低。
No.28和No.29是T1温度区域的保持时间过短的例子，高温区域生成贝氏体的生成受到抑制，其结果是EL变小，未能改善加工性。
No.30虽然满足在T1的停留时间，但是急冷终点温度(阶段开始温度)高于540℃，因此铁素体大量生成，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，因此TS降低。
No.31是在均热后，未在T1温度区域保持，只在T2温度区域保持的例子，高温区域生成贝氏体的生成受到抑制，EL变小，未能改善加工性。
No.34和No.52是均热后的平均冷却速度过小的例子，冷却中发生铁素体相变，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，其结果是TS降低。
No.35和No.53均是在T1温度区域的保持时间短的例子，高温区域生成贝氏体的生成量少，因此EL小。
No.36、No.39、No.54和No.55是在T1温度区域的保持时间过长的例子，低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制。因此粗大的MA混合相大量生成，λ变小。
No.38是在均热处理后，冷却至T2温度区域，以该温度保持的例子。因为只在T2温度区域保持，所以高温区域生成贝氏体几乎没有生成，EL比标准值小，未能改善延伸率。
No.40是只在T1温度区域保持的例子，未在T2温度区域保持。因此，低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，粗大的MA混合相大量生成，λ变小。
No.41是以低于T2温度区域的温度进行保持的例子，是T2温度区域中的保持时间过短的例子。因此低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，EL变小，未能改善加工性。
No.44是均热时间过短的例子，不能实现奥氏体单相化，因此残存的铁素体和冷却中生成的铁素体合计的结果是，铁素体的生成量变多，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成量变少。其结果是TS降低。
No.64～67是钢板的成分组成不满足本发明的规定的要件的例子，对应各TS的机械的特性(EL、λ、R)不满足标准值。具体来说如下。
No.64是C量过少的例子，TS低于980MPa，不能确保预期的强度。
No.65是Si量过多的例子，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制，因此TS低于980MPa，强度不足。
No.66是能够达成980MPa级的TS的例子，但因为Si过少，所以不能确保残留γ的生成量。因此EL变小。
No.67是Mn量过少的例子，因为不能充分淬火，所以冷却中生成铁素体，高温区域生成贝氏体和低温区域生成贝氏体等的生成受到抑制。因此TS低于980MPa，强度不足。
由以上结果可知，根据本发明，能够提供加工性得到全面改善的高强度冷轧钢板。
接下来，计算上述表7、表8所示的抗拉强度(TS)和延伸率(EL)的积(TS×EL)，积的值与扩孔率(λ)的关系显示在图6中。在图6中，●表示旧γ晶粒的平均当量圆直径D低于20μm以下的结果，△表示旧γ晶粒的平均当量圆直径D超过20μm的结果。
由图6可知，即使在TS×EL的值相同的情况下，通过将旧γ晶粒的平均当量圆直径D抑制在20μm以下，也能够增大扩孔率(λ)，能够改善加工性。
表5
表6
表7
表8

Claims (9)

1.一种延伸率、延伸凸缘性和弯曲性良好的冷轧钢板，其特征在于，以质量％计含有C：0.10～0.3％、Si：1.0～3.0％、Mn：1.5～3％、Al：0.005～0.2％，并且满足P：0.1％以下、S：0.05％以下，余量是铁和不可避免的杂质，
钢板的金属组织包括贝氏体、残留奥氏体和回火马氏体，
(1)以扫描型电子显微镜观察金属组织时，贝氏体由如下复合组织构成：邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔为1μm以上的高温区域生成贝氏体；和邻接的残留奥氏体和/或碳化物的平均间隔低于1μm的低温区域生成贝氏体，
在将所述高温区域生成贝氏体相对于金属组织整体的面积率定为a，将所述低温区域生成贝氏体和所述回火马氏体相对于金属组织整体的合计面积率定为b时，满足
a：30～70％，b：30～70％，a+b：70％以上，并且，
(2)以饱和磁化法测量的残留奥氏体的体积率相对于金属组织整体为3％以上,
并且，在所述金属组织中存在淬火马氏体和残留奥氏体复合的MA混合相时，相对于全部MA混合相的个数，在观察截面中满足当量圆直径d超过3μm的条件的MA混合相的个数比例低于15％，
并且，所述贝氏体中包括贝氏体铁素体。
2.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，旧奥氏体晶粒的平均当量圆直径D在20μm以下。
3.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，作为其他元素还含有Cr：1％以下和Mo：1％以下中的至少一种元素。
4.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，作为其他元素还含有从Ti：0.15％以下、Nb：0.15％以下和V：0.15％以下之中选出的至少一种元素。
5.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，作为其他元素还含有Cu：1％以下和Ni：1％以下中的至少一种元素。
6.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，作为其他元素还含有B：0.005％以下。
7.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，作为其他元素还含有从Ca：0.01％、Mg：0.01％以下和稀土类元素：0.01％以下之中选出的至少一种元素。
8.根据权利要求1所述的冷轧钢板，其特征在于，在所述冷轧钢板的表面具有熔融镀锌层或合金化熔融镀锌层。
9.一种制造权利要求1所述的冷轧钢板的方法，其特征在于，按顺序包括如下工序：
加热至Ac3点以上的温度后，进行50秒以上均热的工序；
以15℃/秒以上的平均冷却速度冷却至满足下式(1)的任意的温度T的工序；
在满足下式(1)的温度区域保持10～80秒的工序；
在满足下式(2)的温度区域保持200秒以上的工序；
400℃≤T1(℃)≤540℃…(1)
200℃≤T2(℃)＜400℃…(2)。
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Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106048391A (zh) * 2016-07-20 2016-10-26 淮北元力金属制品有限公司 一种冷轧光亮带钢的生产方法
TWI613300B (zh) * 2016-09-06 2018-02-01 新日鐵住金股份有限公司 高強度冷軋鋼板
CN107923018A (zh) * 2015-09-04 2018-04-17 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
US11208705B2 (en) 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
CN115341142A (zh) * 2022-08-04 2022-11-15 钢铁研究总院有限公司 一种温成型用钢及其制备方法

Families Citing this family (55)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101604963B1 (ko) * 2011-03-31 2016-03-18 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그의 제조 방법
JP5685166B2 (ja) * 2011-03-31 2015-03-18 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
JP5685167B2 (ja) * 2011-03-31 2015-03-18 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
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
EP2730666B1 (en) * 2011-07-06 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
JP5741456B2 (ja) * 2012-01-13 2015-07-01 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
JP5780171B2 (ja) * 2012-02-09 2015-09-16 新日鐵住金株式会社 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
TWI468530B (zh) * 2012-02-13 2015-01-11 新日鐵住金股份有限公司 冷軋鋼板、鍍敷鋼板、及其等之製造方法
CN102560261B (zh) * 2012-03-23 2014-11-12 三一重型装备有限公司 一种贝氏体钢的制备方法
JP6228741B2 (ja) * 2012-03-27 2017-11-08 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における中央部と端部の強度差が少なく、曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびこれらの製造方法
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
ES2684342T3 (es) * 2012-04-10 2018-10-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Elemento de absorción de impactos y método para su fabricación
JP2013227594A (ja) * 2012-04-24 2013-11-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 溶融亜鉛めっき鋼管及び溶融亜鉛めっき鋼管の製造方法
RU2605404C2 (ru) * 2012-08-06 2016-12-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Холоднокатаный стальной лист и способ его изготовления, и сформованное горячей штамповкой изделие
JP5857909B2 (ja) * 2012-08-09 2016-02-10 新日鐵住金株式会社 鋼板およびその製造方法
JP5870874B2 (ja) * 2012-08-14 2016-03-01 Ｊｆｅスチール株式会社 引張強度が９８０ＭＰａ以上である合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
AT512792B1 (de) * 2012-09-11 2013-11-15 Voestalpine Schienen Gmbh Verfahren zur Herstellung von bainitischen Schienenstählen
CN103805869B (zh) * 2012-11-15 2016-01-27 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度热轧q&p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
KR101449199B1 (ko) * 2012-12-26 2014-10-08 주식회사 포스코 도금성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그의 제조방법
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5867435B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6246621B2 (ja) * 2013-05-08 2017-12-13 株式会社神戸製鋼所 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度−曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015011511A1 (fr) * 2013-07-24 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Tôle d'acier à très hautes caractéristiques mécaniques de résistance et de ductilité, procédé de fabrication et utilisation de telles tôles
JP5821912B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 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
EP3112488B1 (en) * 2014-02-27 2019-05-08 JFE Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet and manufacturing method therefor
CN106170574B (zh) * 2014-03-31 2018-04-03 杰富意钢铁株式会社 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2016001703A1 (en) 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained by the method
WO2016001705A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained
WO2016001708A1 (en) * 2014-07-03 2016-01-07 Arcelormittal Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet
CA2953741C (en) 2014-07-03 2021-08-10 Arcelormittal Method for producing an ultra high strength coated or not coated steel sheet and obtained sheet
JP6282577B2 (ja) * 2014-11-26 2018-02-21 株式会社神戸製鋼所 高強度高延性鋼板
JP6791838B2 (ja) * 2015-02-24 2020-11-25 日本製鉄株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
MX2017012194A (es) * 2015-03-25 2017-12-15 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio y metodo de fabricacion para la misma.
CN105039846B (zh) * 2015-08-17 2016-09-14 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 钒微合金化tam钢及其制造方法
WO2017109539A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet
CA3009294C (en) 2015-12-29 2022-06-21 Arcelormittal Method for producing a ultra high strength galvannealed steel sheet and obtained galvannealed steel sheet
KR101726130B1 (ko) * 2016-03-08 2017-04-27 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 그 제조방법
JP6762868B2 (ja) * 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
EP3455068A1 (en) 2016-05-10 2019-03-20 United States Steel Corporation High strength steel products and annealing processes for making the same
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
US11993823B2 (en) 2016-05-10 2024-05-28 United States Steel Corporation High strength annealed steel products and annealing processes for making the same
CN105861931B (zh) * 2016-05-27 2017-07-18 宝鸡石油钢管有限责任公司 一种钻井用石油套管及其制造方法
KR101839235B1 (ko) * 2016-10-24 2018-03-16 주식회사 포스코 구멍확장성 및 항복비가 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
WO2018115933A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof
JP6323618B1 (ja) 2017-01-06 2018-05-16 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
WO2018127984A1 (ja) * 2017-01-06 2018-07-12 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
TWI616540B (zh) * 2017-01-26 2018-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
WO2019092481A1 (en) 2017-11-10 2019-05-16 Arcelormittal Cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
KR102031445B1 (ko) * 2017-12-22 2019-10-11 주식회사 포스코 내충격특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102109265B1 (ko) * 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
US11643701B2 (en) 2019-01-29 2023-05-09 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
MX2021011964A (es) 2019-04-11 2021-11-03 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo para fabricar la misma.
CN111254355B (zh) * 2020-03-18 2021-12-21 中铁宝桥集团有限公司 一种贝氏体合金钢热及处理工艺
CN113151742B (zh) * 2021-04-15 2022-04-01 马鞍山钢铁股份有限公司 一种具有耐蚀高强高韧性合金工具钢及其热处理方法和生产方法

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080251161A1 (en) * 2005-03-30 2008-10-16 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High Strength Cold Rolled Steel Sheet and Plated Steel Sheet Excellent in the Balance of Strength and Workability
CN101351570A (zh) * 2005-12-28 2009-01-21 株式会社神户制钢所 超高强度薄钢板
CN101460646A (zh) * 2006-06-05 2009-06-17 株式会社神户制钢所 成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US8025982B2 (en) * 2005-12-06 2011-09-27 Kobe Steel, Ltd. High-strength hot dip galvannealed steel sheet having high powdering resistance and method for producing the same
CN100554479C (zh) * 2006-02-23 2009-10-28 株式会社神户制钢所 加工性优异的高强度钢板
JP5030200B2 (ja) 2006-06-05 2012-09-19 株式会社神戸製鋼所 伸び、伸びフランジ性および溶接性に優れた高強度鋼板
JP5365112B2 (ja) 2008-09-10 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
US8460800B2 (en) * 2009-03-31 2013-06-11 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet excellent in bending workability
JP5323563B2 (ja) * 2009-03-31 2013-10-23 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冷延鋼板
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

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20080251161A1 (en) * 2005-03-30 2008-10-16 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High Strength Cold Rolled Steel Sheet and Plated Steel Sheet Excellent in the Balance of Strength and Workability
CN101351570A (zh) * 2005-12-28 2009-01-21 株式会社神户制钢所 超高强度薄钢板
CN101460646A (zh) * 2006-06-05 2009-06-17 株式会社神户制钢所 成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN107923018A (zh) * 2015-09-04 2018-04-17 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN107923018B (zh) * 2015-09-04 2020-01-10 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN106048391A (zh) * 2016-07-20 2016-10-26 淮北元力金属制品有限公司 一种冷轧光亮带钢的生产方法
TWI613300B (zh) * 2016-09-06 2018-02-01 新日鐵住金股份有限公司 高強度冷軋鋼板
US11208705B2 (en) 2017-11-15 2021-12-28 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
CN115341142A (zh) * 2022-08-04 2022-11-15 钢铁研究总院有限公司 一种温成型用钢及其制备方法

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Publication number Publication date
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