CN106170574A - 高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的目的在于得到伸长率和扩孔性优秀且具有高屈强比的高强度冷轧钢板。本发明的钢板含有C：0.15～0.25质量％、Mn：1.8～3.0质量％、B：0.0003～0.0050质量％，具有如下复合组织：以体积分率计含有铁素体：20～50％、残余奥氏体：7～20％、马氏体：1～8％，且剩余部分中包含贝氏体和回火马氏体，在该复合组织中，铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为0.3～2.0μm且长径比为4以上，马氏体的平均结晶粒径为2μm以下，组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径为7μm以下，铁素体以外的金属组织的体积分率与回火马氏体的体积分率之间的比率为0.60～0.85，残余奥氏体中的平均C浓度为0.65质量％以上。

Description

高屈强比高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有高屈强比的高强度冷轧钢板及其制造方法，尤其涉及适合用作汽车等的构造用部件的薄钢板。此外，屈强比(YR)是表示屈服应力(YS)相对于抗拉强度(TS)的值，以YR＝YS/TS表示。
背景技术
在汽车领域中由车身的轻量化实现的燃料效率提高逐渐成为重要课题的情况下，正在推行通过对汽车部件应用高强度钢板实现的薄壁化，TS为980MPa以上的钢板的应用正在得到推广。
对汽车的构造用构件、加强用构件所使用的高强度钢板要求优异的成形性和冲击吸收能量特性。尤其是对于具有复杂形状的部件的成形，不仅要求伸长率(elongation)或拉伸翻边性能(stretch flangeability，以下称为扩孔性)中的个别特性优异，还要求双方都优异，这其中，尤其是对于需要弯曲加工等的部件形状，伸长率需要为20％以上。另外，为了提高冲击吸收能量特性，提高屈强比是有效的，以低变形量就能高效率地吸收冲击能量。
以往，作为兼具成形性和高强度的高强度薄钢板，已知有铁素体·马氏体组织的双相钢板(DP钢板)。但是，DP钢板虽然相对于强度来说其伸长率优秀，但在铁素体和马氏体的界面产生应力集中，从而容易产生裂纹(crack)，因此存在弯曲性、扩孔性变差的缺点。因此，例如，专利文献1中，公开了通过控制铁素体的结晶粒径、体积分率以及纳米硬度来获得优秀的伸长率和弯曲性的DP钢板。另外，作为兼具高强度和优秀的延性的钢板，已知TRIP钢板。该TRIP钢板是含有残余奥氏体的钢板组织，若以马氏体相变开始温度以上的温度进行加工使其变形，则通过应力而将残余奥氏体诱发相变为马氏体从而得到大的伸长率。但是，该TRIP钢板在冲切加工时残余奥氏体向马氏体转变，因此具有在与铁素体的界面产生裂纹而导致扩孔性变差的缺点。因此，专利文献2中公开了含有贝氏体铁素体的TRIP钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第4925611号公报
专利文献2：日本专利第4716358号公报
发明内容
但是，一般情况下，DP钢板在马氏体相变时，会在铁素体中导入可动位错，从而成为低屈强比，冲击吸收能量特性变低。另外，专利文献1的钢板相对于980MPa以上的抗拉强度(TS)来说，伸长率是不充分的，不能说确保了充分的成形性。另外，对于利用了残余奥氏体的专利文献2的钢板来说，在具有980MPa以上的抗伸强度(TS)的情况下，屈强比(YR)低于75％，因此冲击吸收能量特性低。在这种抗拉强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板中，难以在保持优秀的冲击吸收能量特性的同时确保可得到优秀的冲压成形性的伸长率以及扩孔性，实际情况是即使包括其他的钢板在内，也并没有开发出兼具这些特性(屈强比、强度抗拉强度、伸长率、扩孔性)的钢板。
因此本发明的目的在于，解决以上那样的现有技术的课题，提供一种伸长率和扩孔性优秀、具有高屈强比的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明的发明人为解决上述课题而反复进行了研究，结果发现，通过在特定的钢组成下，将钢板金属组织的铁素体、残余奥氏体、马氏体的体积分率控制在特定的比率，并且控制铁素体、马氏体、残余奥氏体、贝氏体和回火马氏体的平均结晶粒径、残余奥氏体的长径比(aspect ratio)、硬质相中的回火马氏体的比例，再有为了确保20％以上的伸长率而控制残余奥氏体中的C浓度，由此得到在保持高屈强比的同时兼具高延性以及优秀的扩孔性的高强度钢板。
在扩孔试验中，在钢板组织中存在具有高硬度的马氏体或是残余奥氏体的情况下，在冲切加工时在其界面尤其是与软质的铁素体的界面产生空隙(void)，在之后的扩孔过程中空隙彼此连结、扩展，由此产生裂纹。另一方面，通过在钢板组织中含有软质的铁素体、残余奥氏体，从而伸长率提高。另外，通过在钢板组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，虽然屈强比变高，但对于伸长率的效果小。因此，以往难以使伸长率和高屈强比的平衡提高。
因此，本发明的发明人反复进行了研究，结果发现，调整作为空隙产生源的软质相和硬质相的体积分率，并且使残余奥氏体成为微小且长径比大的晶体形态，并提高残余奥氏体中的C浓度而使得即使在冲切加工后也含有未发生马氏体相变的稳定的残余奥氏体，由此能够抑制冲切加工时的空隙生成以及扩孔时的空隙的连结，能够在确保强度(抗拉强度)、扩孔性的同时，得到伸长率的提高和高屈强比。另外，若含有过剩的淬火元素，则回火马氏体以及马氏体的硬度变高，扩孔性劣化，因此通过含有B，能够在不会使回火马氏体以及马氏体的硬度提高的情况下，确保淬火性。再有，通过B的添加，热轧时的终轧后的冷却中，也能够抑制铁素体、珠光体的生成。另外，明确了通过硬质相中的回火马氏体的比例，马氏体的平均结晶粒径变得微小、扩孔性变得良好的范围。
因此，发现：能够适量含有C、Mn、B，使热轧钢板的钢板组织为贝氏体均质组织，并在之后的连续退火时通过控制冷却停止温度以及冷却后的均热保持条件来控制回火马氏体的比例，在冷却中或冷却后的均热保持中发生的贝氏体相变的过程中，能够控制残余奥氏体的平均结晶粒径、长径比、C浓度，能够形成本发明的作为目标的钢板组织。
因此，通过含有C：0.15～0.25质量％、Mn：1.8～3.0质量％、B：0.0003～0.0050质量％，并以合适的热轧以及退火条件进行热处理，从而能够在使铁素体和马氏体的结晶粒径微小化的同时，控制对于确保伸长率、扩孔性而充分的残余奥氏体的体积分率、平均结晶粒径、长径比、C浓度，并且，通过将铁素体、贝氏体、回火马氏体、马氏体的体积分率控制在不损害强度和延性的范围内，从而能够在确保高屈强比的同时，使伸长率和扩孔性提高。
本发明是鉴于以上的发现而完成的，其主要内容如下。
[1]一种高屈强比高强度冷轧钢板，具有如下钢组成：以质量％计，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，
具有如下复合组织：铁素体的体积分率为20～50％，残余奥氏体的体积分率为7～20％，马氏体的体积分率为1～8％，剩余部分包含贝氏体和回火马氏体，
在该复合组织中，铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为0.3～2.0μm且长径比为4以上，马氏体的平均结晶粒径为2μm以下，组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径为7μm以下，铁素体以外的金属组织的体积分率即V1和回火马氏体的体积分率即V2满足下述(1)式，残余奥氏体中的平均C浓度为0.65质量％以上。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
[2]在上述[1]的冷轧钢板中，以质量％计，还含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种以上。
[3]一种高屈强比高强度冷轧钢板的制造方法，对于具有上述[1]或[2]的化学成分的钢板坯，在热轧开始温度为1150～1300℃、终轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的平均冷却速度进行1次冷却并冷却至650℃以下，接着以5℃/s以上的平均冷却速度进行2次冷却并冷却至550℃以下，随后进行卷绕、酸洗，随后进行冷轧，接着，进行连续退火，在该连续退火中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750～850℃的温度范围，在该750～850℃的温度范围保持30秒以上，随后以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着，加热至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围保持30秒以上，随后冷却至室温。
在本发明中，所谓高强度冷轧钢板，是指抗拉强度(TS)为980MPa以上的冷轧钢板。另外，在本发明中，高屈强比是指屈强比(YR)为75％以上。
另外，在本发明中，平均冷却速度是指冷却开始温度减去冷却结束温度后除以冷却时间所得到的冷却速度。另外，平均加热速度是指加热结束温度减去加热开始温度后除以加热时间所得到的加热速度。
发明的效果
本发明的高强度冷轧钢板的抗拉强度为980MPa以上，并具有屈强比为75％以上的高屈强比，并且具有伸长率为20.0％以上、扩孔率为35％以上的优秀的伸长率和扩孔性。
另外，根据本发明的制造方法，能够稳定地制造具有这样的优秀的性能的高强度冷轧钢板。
具体实施方式
首先，对本发明的高强度冷轧钢板的钢组成进行说明。以下说明中，钢成分的“％”表示意味着质量％。
本发明的高强度冷轧钢板具有如下钢组成，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，还根据需要含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种以上，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质。
·C：0.15～0.25％
C是对钢板的高强度化有效的元素，也有助于本发明中的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体以及马氏体的第2相形成，尤其是对提高残余奥氏体的C浓度是有效的。C的含量低于0.15％的情况下，难以确保所需的贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体以及马氏体的体积分率、难以确保残余奥氏体中的C浓度。因此，C的含量设为0.15％以上。优选的是，C的含量设为0.17％以上。另一方面，若过剩地含有C，则铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差变大，从而导致扩孔性降低。因此C的含量设为0.25％以下。优选的是，C的含量设为0.23％以下。
·Si：1.2～2.2％
Si通过在贝氏体相变时抑制碳化物生成而有助于残余奥氏体的形成，并且是确保残余奥氏体的长径比所需的元素。为了形成足够的残余奥氏体而需要含有1.2％以上的Si，优选的是，Si的含量设为1.3％以上。但是，若过剩地含有Si则化学转化处理性降低，因此Si的含量设为2.2％以下。
·Mn：1.8～3.0％
Mn是通过进行固溶强化并使第2相容易生成而有助于高强度化的元素。另外，Mn是使奥氏体稳定化的元素，是第2相的分率控制所需的元素。再有，Mn是为了通过贝氏体相变使热轧钢板的组织均质化而所需的元素。为了得到其效果而需要含有1.8％以上的Mn。另一方面，若过剩地含有Mn，则马氏体的体积分率过剩，再有马氏体以及回火马氏体的硬度变高从而扩孔性劣化，因此Mn的含量设为3.0％以下。Mn的含量优选设为2.8％以下，更优选设为2.5％以下。
·P：0.08％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化，但在过剩地含有的情况下，向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化、焊接性降低，因此P的含量设为0.08％以下。优选的是，P的含量设为0.05％以下。
·S：0.005％以下
在S的含量多的情况下，MnS等硫化物大量生成，以拉伸翻边性能为代表的局部伸长率降低，因此S的含量的上限设为0.005％。优选的是，S的含量设为0.0045％以下。下限没有特别限定，但极低S化会导致制钢成本上升，因此S的含量的下限优选设为0.0005％左右。
·Al：0.01～0.08％
Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果而需要含有0.01％以上，但即使含有超过0.08％的Al，其效果也会饱和，因此Al的含量设为0.08％以下。优选的是，Al的含量设为0.05％以下。
·N：0.007％以下
N会形成粗大的氮化物，导致弯曲性、拉伸翻边性能劣化，因此必须抑制其含量。若N的含量超过0.007％，则该趋势变得显著，因此N的含量设为0.007％以下。优选的是，N的含量设为0.005％以下。
·Ti：0.005～0.050％
Ti是能够通过形成微小的碳氮化物而有助于强度提高的元素。再有，为了不使本发明所必须的元素B与N反应，Ti也是必要的。为了发挥这样的效果，Ti的含量需要设为0.005％以上。优选的是，Ti的含量设为0.008％以上。另一方面，若大量含有Ti则伸长率显著降低，因此Ti的含量设为0.050％以下。优选的是，Ti的含量设为0.030％以下。
·B：0.0003～0.0050％
B是使淬火性提高、通过使第2相容易生成而有助于高强度化、并在确保淬火性的同时不使马氏体以及回火马氏体的硬度显著提高的元素。再有，具有在热轧时的终轧后进行冷却时，抑制铁素体、珠光体的生成的效果。为了发挥该效果，需要使B的含量为0.0003％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％的B，其效果也会饱和，因此B的含量设为0.0050％以下。优选为，B的含量设为0.0040％以下。
本发明中，除上述的成分之外，还可以根据需要含有以下成分中的1种或2种以上。
·V：0.10％以下
V能够通过形成微小的碳氮化物而有助于强度提高，因此能够根据需要而含有。为了发挥这样的效果，优选V的含量为0.01％以上。另一方面，即使含有大量的V，超过0.10％的部分的强度提高效果也较小，且反而会导致合金成本的增加。因此，V的含量优选设为0.10％以下。
·Nb：0.10％以下
Nb也与V同样地，能够通过形成微小的碳氮化物而有助于强度提高，能够根据需要而含有。为了发挥这样的效果，Nb的含量优选设为0.005％以上。另一方面，若大量含有Nb则伸长率显著降低，因此Nb的含量优选设为0.10％以下。
·Cr：0.50％以下
Cr是通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，能够根据需要而含有。为了发挥这样的效果，Cr的含量优选设为0.10％以上。另一方面，若含有超过0.50％的Cr，则过剩地生成马氏体，因此Cr的含量优选设为0.50％以下。
·Mo：0.50％以下
Mo是通过使第2相容易生成而有助于高强度化、并且生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，能够根据需要而含有。为了发挥这些效果，优选含有0.05％以上的Mo。另一方面，即使含有超过0.50％的Mo，其效果也会饱和，因此Mo的含量优选设为0.50％以下。
·Cu：0.50％以下
Cu是通过固溶强化而有助于高强度化、另外通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，能够根据需要而含有。为了发挥这些效果而优选含有0.05％以上的Cu。另一方面，即使含有超过0.50％的Cu，其效果也会饱和，另外容易产生因Cu而引起的表面缺陷，因此Cu的含量优选设为0.50％以下。
·Ni：0.50％以下
Ni也与Cu同样地，是通过固溶强化而有助于高强度化、另外通过使第2相容易生成而有助于高强度化的元素，能够根据需要而含有。为了发挥这些效果而优选含有0.05％以上。另外，若与Cu同时含有Ni，则具有抑制因Cu而引起的表面缺陷的效果，因此在含有Cu时是有效的。另一方面，即使含有超过0.50％的Ni，其效果也会饱和，因此Ni的含量优选设为0.50％以下。
·Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下
Ca和REM是具有使硫化物的形状为球状来降低硫化物对扩孔性的不良影响的效果的元素，能够根据需要而含有。为了发挥这些效果，优选Ca、REM分别含有0.0005％以上。另一方面，即使含有超过0.0050％的Ca、REM，其效果也会饱和，因此它们的含量优选分别为0.0050％以下。
上述以外的剩余部分为Fe以及不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可以列举Sb、Sn、Zn、Co等，作为它们的含量的允许范围，Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本发明中，即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不损害其效果。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的金属组织进行说明。
本发明的高强度冷轧钢板的金属组织是铁素体的体积分率为20～50％、残余奥氏体的体积分率为7～20％、马氏体的体积分率为1～8％、剩余部分包含贝氏体和回火马氏体的复合组织，在该复合组织中，铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为0.3～2.0μm且长径比为4以上，马氏体的平均结晶粒径为2μm以下，组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径为7μm以下，铁素体以外的金属组织(即贝氏体、残余奥氏体、马氏体、回火马氏体、珠光体等硬质相)的体积分率(V1)和回火马氏体的体积分率(V2)满足下述(1)式，残余奥氏体中的平均C浓度为0.65质量％以上。此外，各金属相的体积分率是相对于钢板整体的体积分率。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
在铁素体的体积分率低于20％的情况下，软质的铁素体少从而伸长率降低，因此铁素体的体积分率设为20％以上。优选的是，铁素体的体积分率为25％以上。另一方面，若铁素体的体积分率超过50％，则由于硬质的第2相变得过多，因此与软质的铁素体的硬度差大的部位存在较多，扩孔性降低。另外，也难以确保980MPa以上的强度(抗拉强度)。因此铁素体的体积分率设为50％以下。优选的是，铁素体的体积分率设为45％以下。
另外，在铁素体的平均结晶粒径超过5μm的情况下，在扩孔时的冲切端面生成的空隙容易在扩孔中连结，因此得不到良好的扩孔性。再有，为了提高屈强比，使铁素体粒径微小化是有效的。因此，铁素体的平均结晶粒径设为5μm以下。
在残余奥氏体的体积分率低于7％的情况下，伸长率降低，因此为了确保良好的伸长率，残余奥氏体的体积分率设为7％以上。优选的是，残余奥氏体的体积分率设为9％以上。另一方面，若残余奥氏体的体积分率超过20％，则扩孔性劣化，因此残余奥氏体的体积分率设为20％以下。另外，优选的是，残余奥氏体的体积分率设为15％以下。
另外，在残余奥氏体的平均结晶粒径低于0.3μm的情况下，对伸长率的贡献小，因此难以确保20％以上的伸长率。另一方面，在平均结晶粒径超过2.0μm的范围，扩孔试验时的空隙生成后容易产生空隙的连结。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径设为0.3～2.0μm。
在残余奥氏体的晶体形态的长径比低于4的情况下，扩孔试验时的空隙生成后容易产生空隙的连结。因此，残余奥氏体的晶体形态的长径比设为4以上。另外，优选设为5以上。
另外，在残余奥氏体中的平均C浓度低于0.65质量％的情况下，在扩孔试验的冲切时容易发生马氏体相变，空隙的生成增加，从而导致扩孔性降低。因此，残余奥氏体中的平均C浓度设为0.65质量％以上。优选为0.68质量％以上，更优选为0.70质量％以上。
为了在确保期望的扩孔性的同时得到980MPa以上的抗拉强度，马氏体的体积分率需要为1％以上。另一方面，为了确保良好的扩孔性，马氏体的体积分率需要设为8％以下。因此，马氏体的体积分率设为1～8％。
另外，若马氏体的平均结晶粒径超过2μm，则在与铁素体的晶面生成的空隙容易连结，扩孔性劣化。因此，马氏体的平均结晶粒径设为2μm以下。此外，此处所说的马氏体为，在连续退火时的第2均热处理中以均热温度350～500℃保持后也未发生相变的奥氏体在冷却至室温时生成的马氏体。
为了以高强度得到高屈强比，在钢板的金属组织中存在贝氏体以及回火马氏体是重要的。另外，为了确保良好的扩孔性、高屈强比，需要在金属组织中含有平均结晶粒径为7μm以下的贝氏体以及回火马氏体。若组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径超过7μm，则在扩孔时的冲切时生成的软质的铁素体与硬质的残余奥氏体、马氏体的界面生成大量空隙，在其端面生成的空隙在扩孔中容易连结，因此得不到良好的扩孔性。因此，剩余部分的组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径设为7μm以下。优选的是，组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径设为6μm以下。
此外，所谓回火马氏体是指，在连续退火时的直到冷却停止温度(100～250℃)为止的冷却中未发生相变的奥氏体的一部分发生马氏体相变、之后在加热至350～500℃的温度范围时被回火的马氏体。
另外，铁素体以外的金属组织(即贝氏体、残余奥氏体、马氏体、回火马氏体、珠光体等硬质相)的体积分率(V1)与回火马氏体的体积分率(V2)满足下述(1)式。
0.60≤V2/V1≤0.85…(1)
冷却时生成的马氏体通过再加热时以及之后的均热保持而被回火从而成为回火马氏体，通过该回火马氏体的存在，促进均热保持中的贝氏体相变，能够使最终冷却至室温时生成的马氏体微小化且能够调整至目标的体积分率。在(1)式的V2/V1低于0.60的情况下，不能充分地得到基于回火马氏体的效果，因此(1)式的V2/V1的下限设为0.60。另一方面，若(1)式的V2/V1超过0.85，则能够发生贝氏体相变的未相变奥氏体少，从而得不到足够的残余奥氏体，伸长率降低，因此(1)式的V2/V1的上限设为0.85。优选的是，(1)式的V2/V1设为0.80以下。
另外，本发明的冷轧钢板的金属组织具有除铁素体、残余奥氏体、马氏体、贝氏体以及回火马氏体以外，还含有珠光体的情况，但即使在该情况下也不会损害本发明的效果。其中，珠光体的体积分率优选设为5％以下。
各金属相的体积分率、平均结晶粒径、残余奥氏体的长径比和平均C浓度能够由后述的实施例所记载的方法测定、计算。另外，各金属相的体积分率、平均结晶粒径、残余奥氏体的长径比和平均C浓度能够通过设为特定的成分组成、在热轧时及/或连续退火时对钢板组织进行控制来进行调整。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造方法进行说明。
在本发明的制造方法中，对于具有上述成分组成(化学成分)的钢板坯，在热轧开始温度为1150～1300℃、终轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的平均冷却速度进行1次冷却并冷却至650℃以下，接着，以5℃/s以上的平均冷却速度进行2次冷却并冷却至550℃以下，随后进行卷绕、酸洗，随后进行冷轧，接着，进行连续退火，在该连续退火中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750～850℃的温度范围，在该750～850℃的温度范围保持30秒以上(第1均热处理)，随后以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着，加热至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围保持30秒以上(第2均热处理)，随后冷却至室温。此处，室温是指－5～40℃。
[热轧工序]
供于热轧的钢板坯出于不容易产生成分的宏观偏析的观点而优选以连续铸造法而得到的钢板坯，但也可以是由铸锭法、薄板坯铸造法得到的钢板坯。另外，作为将钢板坯供给至热轧工序的工艺，除了在铸造后对暂时冷却至室温的钢板坯进行再加热并进行轧制的方式之外，还能够无问题地应用节能工艺，例如(i)对所铸造的钢板坯不进行冷却而保持热板坯(hot slab)的状态装入加热炉，进行再加热并进行轧制的方式；(ii)对所铸造的钢板坯不进行冷却而是在进行保温后立即轧制的方式；(iii)将所铸造的钢板坯直接轧制的方式(直送轧制/直接轧制方式)等。
·热轧开始温度：1150～1300℃
在热轧开始温度低于1150℃的情况下，轧制负载增大而生产性降低，另一方面，若热轧开始温度超过1300℃则只不过是加热成本增大，因此热轧开始温度设为1150～1300℃。为了以这样的温度开始热轧，所铸造的钢坯以上述那样的工艺供给至热轧工序。
·终轧结束温度：850～950℃
热轧通过钢板内的组织均匀化、材质的各向异性降低而使退火后的伸长率以及扩孔性提高，因此需要在奥氏体单相区结束，所以终轧结束温度设为850℃以上。另一方面，若终轧结束温度超过950℃则热轧组织变得粗大，退火后的特性降低。因此，终轧结束温度设为850～950℃。
·终轧后的冷却条件：从热轧结束后到冷却开始为1秒以内、1次冷却的平均冷却速度为80℃/s以上、冷却温度为650℃以下、2次冷却的平均冷却速度为5℃/s以上、冷却温度为550℃以下
热轧结束后，不使其产生铁素体相变，而是急速冷却至贝氏体相变的温度范围，控制热轧钢板的钢板组织。通过该均质化后的热轧组织的控制，能够得到使最终的钢板组织、主要使铁素体、马氏体微小化的效果。为此，终轧后，在轧制结束后1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的平均冷却速度进行1次冷却并冷却至650℃以下。在该1次冷却中的平均冷却速度低于80℃/s的情况下，开始铁素体相变，因此热轧钢板的钢板组织变得不均匀，退火后的扩孔性降低。另外，若该1次冷却中的冷却温度超过650℃则珠光体过剩地生成，在该情况下，热轧钢板的钢板组织也变得不均匀，退火后的扩孔性降低。另外，若从轧制结束起超过1秒而开始1次冷却，则铁素体或珠光体过剩地生成，导致退火后的扩孔性降低。
1次冷却后，接着，以5℃/s以上的平均冷却速度进行2次冷却并冷却至550℃以下。在该2次冷却中，若平均冷却速度低于5℃/s或冷却温度超过550℃，则热轧钢板的钢板组织中过剩地生成铁素体或珠光体，退火后的扩孔性降低。
·卷绕温度：550℃以下
如上所述地2次冷却温度为550℃以下，所以卷绕温度也必然为550℃以下，通过将卷绕温度设为550℃以下，能够防止铁素体以及珠光体过剩地生成。另外，优选的卷绕温度为500℃以下。卷绕温度的下限没有特别限制，但若卷绕温度过于低温，则硬质的马氏体过剩地生成，冷轧负载增大，因此卷绕温度优选设为300℃以上。
[酸洗工序]
对由热轧得到的热轧钢板进行酸洗，除去钢板表层的氧化层。该酸洗条件没有特别的限制，按照常规方法实施即可。
[冷轧工序]
将酸洗后的热轧钢板冷轧至规定的板厚，得到冷轧钢板。冷轧条件没有特别的限制，按照常规方法实施即可。
[连续退火工序]
为了使再结晶进行、并且为了在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残余奥氏体、马氏体以实现高强度化，而对冷轧钢板进行连续退火。在该连续退火中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750～850℃的温度范围，在该750～850℃的温度范围保持30秒以上(第1均热处理)，随后以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着，加热至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围保持30秒以上(第2均热处理)，随后冷却至室温。
·连续退火开始时的平均加热速度：3～30℃/s
通过使由基于退火的再结晶生成的铁素体、奥氏体的核的生成比所生成的晶粒的生长即粗大化更快地发生，能够使退火后的晶粒微小化。尤其是铁素体粒径的微小化具有提高屈强比的效果，因此控制连续退火开始时的加热速度很重要。若急速地加热则再结晶难以进行，因此平均加热速度的上限设为30℃/s。另外，若平均加热速度过小则铁素体晶粒粗大化而得不到规定的平均粒径，因此需要3℃/s以上的平均加热速度。优选的是，平均加热速度为5℃/s以上。
·第1均热处理条件：均热温度为750～850℃、保持(均热)时间为30秒以上
在第1均热处理中，在铁素体和奥氏体的双相区或奥氏体单相区的温度范围进行均热。在均热温度低于750℃的情况下，退火中的奥氏体的体积分率少，因此无法得到能够确保高屈强比的贝氏体、回火马氏体的体积分率，因此均热温度的下限设为750℃。另一方面，若均热温度超过850℃，则铁素体以及奥氏体的晶粒粗大化而得不到规定的平均粒径，因此均热温度的上限设为850℃。
为了在上述的均热温度下使再结晶进行并使一部分或全部发生奥氏体相变，需要将保持(均热)时间设为30秒以上。保持(均热)时间的上限没有特别限制，但即使保持超过600秒，也不会对之后的钢板组织、机械性质产生影响，因此出于节能的观点，保持(均热)时间优选设为600秒以内。
·第1均热处理后的冷却条件：平均冷却速度为3℃/s以上、冷却停止温度为100℃～250℃
出于高屈强比、扩孔性的观点，为了生成回火马氏体，通过从均热温度冷却至马氏体相变开始温度以下而使在第1均热处理中生成的奥氏体的一部分发生马氏体相变，为此，以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围。在平均冷却速度低于3℃/s的情况下，钢板组织中过剩地生成珠光体、球状渗碳体，因此平均冷却速度的下限设为3℃/s。平均冷却速度的上限虽没有特别限制，但为了在一定程度上促进贝氏体相变，平均冷却速度优选设为100℃/s以下。另外，在冷却停止温度低于100℃的情况下，冷却时马氏体过剩地生成，因此未相变的奥氏体减少，贝氏体相变、残余奥氏体减少，从而伸长率降低。另一方面，若冷却停止温度超过250℃，则回火马氏体减少，扩孔性降低。因此，冷却停止温度设为100～250℃。优选的是，冷却停止温度为150℃以上。另外，优选的是，上述冷却停止温度为220℃以下。
·第2均热处理条件：均热温度为350～500℃、保持(均热)时间为30秒以上
为了对在冷却中途生成的马氏体进行回火使其成为回火马氏体、并为了使未相变的奥氏体进行贝氏体相变来在钢板组织中生成贝氏体以及残余奥氏体，而在从第1均热处理进行冷却后再度加热，作为第2均热处理而在350～500℃的温度范围保持30秒以上。在该第2均热处理中的均热温度低于350℃的情况下，马氏体的回火不充分，与铁素体以及马氏体的硬度差变大，因此扩孔性劣化。另一方面，若第2均热处理中的均热温度超过500℃则珠光体过剩地生成，因此伸长率降低。因此，均热温度设为350～500℃。另外，在保持(均热)时间低于30秒的情况下贝氏体相变进行得不充分，因此未相变的奥氏体大量残留，最终马氏体过剩地生成，扩孔性降低。因此，保持(均热)时间需要为30秒以上。保持(均热)时间的上限虽没有特别限制，但即使保持超过2000秒，也不会对之后的钢板组织、机械性质产生影响，所以从节能的观点出发，保持(均热)时间优选设为2000秒以内。
另外，在本发明的制造方法中，也可以在连续退火后实施平整轧制(temperrolling)。该平整轧制中的伸长率的优选范围为0.1～2.0％。
此外，若在本发明的范围内，则在退火工序中，也可以实施热镀锌而制成热镀锌钢板，另外，也可以在热镀锌后实施合金化处理而制成合金化热镀锌钢板。再有，也可以对本发明的冷轧钢板进行电镀，制成电镀钢板。
实施例
对表1所示的化学组成的钢进行熔炼而铸造230mm厚的板坯，对于该钢板坯，在热轧开始温度为1250℃且表2以及表3所示的条件下进行热轧，得到板厚3.2mm的热轧钢板。在该热轧工序中，终轧结束后，在规定时间内开始冷却，以规定的平均冷却速度进行1次冷却并冷却至规定的冷却温度后，接着，以规定的平均冷却速度进行2次冷却并冷却至规定的冷却温度(与卷绕温度相同的温度)，进行卷绕。
对得到的热轧钢板酸洗后，实施冷轧，得到板厚1.4mm的冷轧钢板。此后，以表2以及表3所示的条件进行连续退火。在该连续退火中，以规定的平均加热速度进行加热，以规定的均热温度以及保持(均热)时间进行第1均热处理，随后以规定的平均冷却速度冷却至规定的冷却停止温度，接着进行加热，以规定的均热温度以及保持(均热)时间进行第2均热处理，随后冷却至室温(25℃)。
从所制造的冷轧钢板以使轧制直角方向(即与轧制垂直的方向)成为长边方向(拉伸方向)的方式采集JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))，测定屈服强度(YS)、抗拉强度(TS)、总伸长率(EL)、屈强比(YR)。分别将抗拉强度(TS)为980MPa以上、总伸长率(EL)为20.0％以上、屈强比(YR)为75％以上称为“良好”。
关于扩孔性，遵照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以12.5％的间隙(clearance)冲切φ10mm的孔，并以毛边(burr)位于冲模(die)侧的方式放置在试验机后，利用60°的圆锥冲头进行成形，由此测定扩孔率λ(％)。扩孔率λ(％)为35％以上则被称为扩孔性“良好”。
关于钢板的铁素体、马氏体的体积分率，对与钢板的轧制方向平行的板厚截面进行研磨后，用3％硝酸酒精溶液进行腐蚀，使用SEM(扫描电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率进行观察，根据数点法(遵照ASTM E562-83(1988))测定面积率，并将该面积率作为体积分率。对于铁素体以及马氏体的平均结晶粒径，能够使用Media Cybernetics公司生产的“Image-Pro”，通过获取预先从钢板组织照片分别识别了铁素体以及马氏体晶粒的照片来计算各相的面积，计算当量圆直径，并对它们的值求平均而求得铁素体以及马氏体的平均结晶粒径。
就残余奥氏体的体积分率而言，将钢板研磨至板厚方向的1/4面，并通过该板厚1/4面的衍射X射线强度而求得残余奥氏体的体积分率。具体来说，以Mo的Kα射线为射线源，以加速电压50keV利用X射线衍射法(装置：Rigaku公司生产“RINT2200”)，测定铁的铁素体的{200}面、{211}面、{220}面和奥氏体的{200}面、{220}面、{311}面的X射线衍射线的积分强度，并使用这些测定值，根据《X射线衍射手册》(2000年，理学电机株式会社)p.26，62-64所记载的公式求得残余奥氏体的体积分率。对于残余奥氏体的平均结晶粒径，使用EBSD(电子背散射衍射法)以5000倍的倍率进行观察，使用上述的“Image-Pro”来计算当量圆直径，并对它们的值求平均而求得。关于残余奥氏体的长径比，使用SEM(扫描电子显微镜)以及TEM(透射电子显微镜)以5000倍、10000倍、20000倍的倍率进行观察，求得10处的平均长径比。表4以及表5中，残余奥氏体的长径比为4以上的为“○”，低于4的为“×”。残余奥氏体中的平均C浓度([Cγ％])能够将使用CoKα射线从fcc铁的衍射面(220)求得的晶格常数a和[Mn％]、[Al％]代入下述(2)式来计算而求得。
a＝3.578+0.033[Cγ％]+0.00095[Mn％]+0.0056[Al％]
…(2)
在此，[Cγ％]为残余奥氏体中的平均C浓度(质量％)，[Mn％]、[Al％]分别为Mn、Al的含量(质量％)。
另外，通过SEM(扫描电子显微镜)、TEM(透射电子显微镜)、FE－SEM(场发射扫描电子显微镜)观察钢板组织，决定铁素体、残余奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。关于组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径，使用上述的“Image-Pro”，根据钢板组织照片计算当量圆直径，对它们的值求平均而求得。
各钢板的金属组织示于表4以及表5，另外，拉伸特性和扩孔率的测定结果示于表6。
根据表6，本发明例的钢板均能在确保980MPa以上的抗拉强度和75％以上的屈强比的同时，得到20.0％以上的伸长率和35％以上的扩孔率这样良好的加工性。与此相对，比较例的抗拉强度、屈强比、伸长率、扩孔率中的至少一个特性较差。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
[表5]
[表6]
※下划线部：不在目标范围内。

Claims (3)

1.一种高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
具有如下钢组成：以质量％计，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.2％、Mn：1.8～3.0％、P：0.08％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.007％以下、Ti：0.005～0.050％、B：0.0003～0.0050％，剩余部分为Fe以及不可避免的杂质，
具有如下复合组织：铁素体的体积分率为20～50％，残余奥氏体的体积分率为7～20％，马氏体的体积分率为1～8％，剩余部分包含贝氏体和回火马氏体，
在该复合组织中，铁素体的平均结晶粒径为5μm以下，残余奥氏体的平均结晶粒径为0.3～2.0μm且长径比为4以上，马氏体的平均结晶粒径为2μm以下，组合了贝氏体和回火马氏体的金属相的平均结晶粒径为7μm以下，铁素体以外的金属组织的体积分率即V1和回火马氏体的体积分率即V2满足下述(1)式，残余奥氏体中的平均C浓度为0.65质量％以上，
0.60≤V2/V1≤0.85···(1)。
2.根据权利要求1所述的高屈强比高强度冷轧钢板，其特征在于，
以质量％计，还含有选自V：0.10％以下、Nb：0.10％以下、Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下、REM：0.0050％以下中的1种以上。
3.一种高屈强比高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，
对于具有权利要求1或2所述的化学成分的钢板坯，在热轧开始温度为1150～1300℃、终轧结束温度为850～950℃的条件下进行热轧，在热轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的平均冷却速度进行1次冷却并冷却至650℃以下，接着以5℃/s以上的平均冷却速度进行2次冷却并冷却至550℃以下，随后进行卷绕、酸洗，随后进行冷轧，接着，进行连续退火，在该连续退火中，以3～30℃/s的平均加热速度加热至750～850℃的温度范围，在该750～850℃的温度范围保持30秒以上，随后以3℃/s以上的平均冷却速度冷却至100～250℃的冷却停止温度范围，接着，加热至350～500℃的温度范围，在该350～500℃的温度范围保持30秒以上，随后冷却至室温。
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Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106574319A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111344423A (zh) * 2017-11-15 2020-06-26 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
CN111788323A (zh) * 2018-02-19 2020-10-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111971408A (zh) * 2018-03-30 2020-11-20 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN112912520A (zh) * 2018-10-17 2021-06-04 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
CN113403551A (zh) * 2021-05-21 2021-09-17 鞍钢股份有限公司 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法
CN113403544A (zh) * 2021-05-21 2021-09-17 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
CN113710823A (zh) * 2019-04-11 2021-11-26 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
WO2022042622A1 (zh) 2020-08-27 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
CN114703347A (zh) * 2017-10-20 2022-07-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN114829651A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829652A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
CN115637390A (zh) * 2022-11-07 2023-01-24 鞍钢股份有限公司 一种新型短流程冷轧dh980钢板及其生产方法

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3128026B1 (en) * 2014-03-31 2019-03-06 JFE Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet exhibiting excellent material-quality uniformity, and production method therefor
US10253389B2 (en) * 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
WO2016092733A1 (ja) 2014-12-12 2016-06-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP6237900B2 (ja) * 2015-02-17 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
KR101714930B1 (ko) * 2015-12-23 2017-03-10 주식회사 포스코 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 그 제조방법
KR102145293B1 (ko) * 2016-05-25 2020-08-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 강판 및 그의 제조 방법
JP6414246B2 (ja) 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018186335A1 (ja) * 2017-04-05 2018-10-11 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
JP6409991B1 (ja) 2017-04-05 2018-10-24 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
KR102467658B1 (ko) 2018-03-30 2022-11-18 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN111936648B (zh) 2018-03-30 2021-11-02 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板、高强度部件及其制造方法
CN111902553B (zh) * 2018-03-30 2022-04-01 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
KR102109265B1 (ko) * 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP6747612B1 (ja) 2018-10-10 2020-08-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2021004445A (es) * 2018-10-17 2021-07-07 Jfe Steel Corp Chapa de acero delgada y metodo para fabricar la misma.
KR102517187B1 (ko) * 2018-10-17 2023-04-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법
CN113316649A (zh) * 2019-01-22 2021-08-27 奥钢联钢铁有限责任公司 高强度高延展性的复相的冷轧钢带或板
ES2889200T3 (es) * 2019-01-22 2022-01-11 Voestalpine Stahl Gmbh Tira o chapa de acero de fase compleja laminado en frío de alta resistencia y alta ductilidad
CN112760554A (zh) * 2019-10-21 2021-05-07 宝山钢铁股份有限公司 一种延展性优异的高强度钢及其制造方法
JP7464887B2 (ja) 2020-10-15 2024-04-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2023162190A1 (ja) * 2022-02-28 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101558178A (zh) * 2006-12-12 2009-10-14 Posco公司 具有高屈强比和优良耐候性的冷轧钢板
JP2009256773A (ja) * 2008-03-26 2009-11-05 Kobe Steel Ltd 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN101724776A (zh) * 2008-10-30 2010-06-09 株式会社神户制钢所 加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
CA2850462A1 (en) * 2011-09-30 2013-04-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof
JP2013185196A (ja) * 2012-03-07 2013-09-19 Jfe Steel Corp 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2692895A1 (en) * 2011-03-28 2014-02-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and production method therefor
CN105452513A (zh) * 2013-08-09 2016-03-30 杰富意钢铁株式会社 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4716358B2 (ja) 2005-03-30 2011-07-06 株式会社神戸製鋼所 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板
JP4925611B2 (ja) 2005-06-21 2012-05-09 住友金属工業株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
CN102712980B (zh) * 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5883211B2 (ja) 2010-01-29 2016-03-09 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5668337B2 (ja) * 2010-06-30 2015-02-12 Ｊｆｅスチール株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性に優れる超高強度冷延鋼板およびその製造方法
CA2805834C (en) * 2010-08-12 2016-06-07 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same
EP2524970A1 (de) * 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
CN103842541B (zh) 2011-09-30 2016-03-30 新日铁住金株式会社 烘烤硬化性优良的高强度热浸镀锌钢板、高强度合金化热浸镀锌钢板以及它们的制造方法
JP5327410B1 (ja) 2011-09-30 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特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、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI510641B (zh) * 2011-12-26 2015-12-01 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and manufacturing method thereof
JP5894469B2 (ja) * 2012-03-09 2016-03-30 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
JP5764549B2 (ja) 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、ならびにそれらの製造方法
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
US10253389B2 (en) * 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
EP3128026B1 (en) * 2014-03-31 2019-03-06 JFE Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet exhibiting excellent material-quality uniformity, and production method therefor
WO2016092733A1 (ja) * 2014-12-12 2016-06-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101558178A (zh) * 2006-12-12 2009-10-14 Posco公司 具有高屈强比和优良耐候性的冷轧钢板
JP2009256773A (ja) * 2008-03-26 2009-11-05 Kobe Steel Ltd 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN101724776A (zh) * 2008-10-30 2010-06-09 株式会社神户制钢所 加工性优异的高屈强比高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
EP2692895A1 (en) * 2011-03-28 2014-02-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Cold rolled steel sheet and production method therefor
CA2850462A1 (en) * 2011-09-30 2013-04-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent delayed fracture resistance and manufacturing method thereof
JP2013185196A (ja) * 2012-03-07 2013-09-19 Jfe Steel Corp 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN105452513A (zh) * 2013-08-09 2016-03-30 杰富意钢铁株式会社 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法

Cited By (22)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106574319A (zh) * 2014-08-07 2017-04-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN114703347A (zh) * 2017-10-20 2022-07-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111344423A (zh) * 2017-11-15 2020-06-26 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
CN111344423B (zh) * 2017-11-15 2022-07-22 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
CN111788323B (zh) * 2018-02-19 2022-07-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111788323A (zh) * 2018-02-19 2020-10-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11466350B2 (en) 2018-02-19 2022-10-11 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
CN111971408A (zh) * 2018-03-30 2020-11-20 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN111971408B (zh) * 2018-03-30 2021-10-29 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN112912520A (zh) * 2018-10-17 2021-06-04 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
CN112912520B (zh) * 2018-10-17 2022-10-25 杰富意钢铁株式会社 钢板及其制造方法
CN113710823A (zh) * 2019-04-11 2021-11-26 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN113710823B (zh) * 2019-04-11 2023-06-13 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN114829651A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829652A (zh) * 2020-01-09 2022-07-29 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829651B (zh) * 2020-01-09 2023-05-12 日本制铁株式会社 热压成形体
CN114829652B (zh) * 2020-01-09 2023-04-28 日本制铁株式会社 热压成形体
WO2022042622A1 (zh) 2020-08-27 2022-03-03 宝山钢铁股份有限公司 一种具有超高屈强比的吉帕级贝氏体钢及其制造方法
CN113403551A (zh) * 2021-05-21 2021-09-17 鞍钢股份有限公司 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法
CN113403551B (zh) * 2021-05-21 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 高屈强比抗氢脆冷轧dh980钢板及其制备方法
CN113403544A (zh) * 2021-05-21 2021-09-17 鞍钢股份有限公司 汽车超高成形性980MPa级冷轧连退钢板及制备方法
CN115637390A (zh) * 2022-11-07 2023-01-24 鞍钢股份有限公司 一种新型短流程冷轧dh980钢板及其生产方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2015151419A1 (ja) 2015-10-08
EP3128027B1 (en) 2018-09-05
JP5888471B1 (ja) 2016-03-22
CN106170574B (zh) 2018-04-03
EP3128027A1 (en) 2017-02-08
US10435762B2 (en) 2019-10-08
EP3128027A4 (en) 2017-04-19
US20170145534A1 (en) 2017-05-25
JPWO2015151419A1 (ja) 2017-04-13

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