CN107002198A - 高强度冷轧钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供消除现有技术的问题点、兼具多种特性(屈服比、强度、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性)的高强度冷轧钢板及其制造方法。所述高强度冷轧钢板的特征在于，具有特定的成分组成，具有如下微观组织，上述微观组织是一种复合组织，其含有以体积分率计10～25％的平均晶体粒径为2μm以下的铁素体、以体积分率计5～20％的残留奥氏体、以体积分率计5％～15％以下的平均晶体粒径为2μm以下的马氏体，剩余部分包含平均晶体粒径5μm以下的贝氏体和回火马氏体，铁素体以外的硬质相的体积分率(V1)与回火马氏体的体积分率(V2)的关系满足下述式(1)的条件:0.35≤V2/V1≤0.75式(1)。

Description

高强度冷轧钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及高强度冷轧钢板及其制造方法。本发明的拉伸强度(TS)为1180MPa以上的高强度冷轧钢板特别适合成为汽车等结构部件的材料。
应予说明，在本说明书中，屈服比(YR)是指表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，由YR＝YS/TS表示。
背景技术
近年来，由于环境问题严重，因此CO2排出限制严格化，在汽车领域，为了减少CO2排出量，针对提高油耗效率的车体的轻量化成为课题。为了解决该课题，正在进行适用于汽车部件的高强度钢板的薄壁化。例如，正在进行已薄壁化的、TS为1180MPa以上的钢板的应用。
然而，要求在汽车的结构用部件、加强用部件中使用的高强度钢板的成型性优异。特别是，对于具有复杂形状的部件的成型不仅要求伸长率、扩孔性之类的个别特性优异，而且要求多种特性都优异。此外，要求在汽车的结构用部件、加强用部件中使用的高强度钢板具有优异的碰撞吸收能量特性。为了提高碰撞吸收能量特性，提高屈服比是有效的，如果提高屈服比，则即便是低变形量，也能够高效地吸收碰撞能量。应予说明，屈服比(YR)是表示屈服应力(YS)与拉伸强度(TS)之比的值，由YR＝YS/TS表示。
另外，在1180MPa以上的钢板中有时因从使用环境侵入的氢而产生延迟断裂(氢脆化)的问题。因此，要求1180MPa以上的钢板的冲压成型性和耐延迟断裂特性优异。
以往，作为兼具成型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(DP钢)。例如，在专利文献1中公开了通过控制回火马氏体的渗碳体粒子的分布状态而提高伸长率与拉伸凸缘性的平衡的技术。另外，作为成型性和耐延迟断裂特性优异的钢板，在专利文献2中公开了一种控制了回火马氏体中的析出物的分布状态的钢板。
另外，作为兼具高强度和优异的延展性的钢板，可举出含有残留奥氏体的TRIP钢板。该TRIP钢板如果以马氏体相变开始温度以上的温度进行加工变形，则因应力而残留奥氏体诱导相变成马氏体，得到较大的伸长率。
但是，在该TRIP钢板中由于在冲裁加工时残留奥氏体相变成马氏体，因此在与铁素体的界面产生裂纹，存在扩孔性差的缺点。
因此，在专利文献3中公开了通过以面积率计含有60％以上的贝氏体铁素体和20％以下的多边形铁素体而提高了伸长率和拉伸凸缘性的TRIP钢板。另外，在专利文献4中公开了通过控制铁素体、贝氏体铁素体、马氏体的体积分率而耐氢脆化特性优异的TRIP钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2011-52295号公报
专利文献2：日本专利4712838号公报
专利文献3：日本专利4411221号公报
专利文献4：日本专利4868771号公报
发明内容
然而，一般DP钢在马氏体相变时会向铁素体中导入可动位错，从而变为低屈服比，碰撞吸收能量特性变低。关于专利文献1，通过提高回火温度而提高扩孔性，但相对于强度而言伸长率不够。专利文献2的钢板相对于强度而言伸长率也不够，成型性差。
另外，对于利用了残留奥氏体的钢板，专利文献3的钢板也因YR低而碰撞吸收能量特性低，并且在1180MPa以上的高强度区域也没有提高伸长率和扩孔性。专利文献4的钢板相对于强度而言伸长率不够，成型性差。
这样难以得到具有1180MPa以上的高强度、且保持优异的碰撞吸收能量特性、同时具有可以说冲压成型优异的程度的伸长率和扩孔性、进而耐延迟断裂特性优异的钢板。以往，实际情况是没有开发出兼具这些特性(屈服比、强度、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性)的钢板。
本发明是为了解决上述课题而进行的，其目的在于提供消除上述现有技术的问题点、兼具上述特性(屈服比、强度、伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性)的高强度冷轧钢板及其制造方法。
本发明人等为了解决上述课题而反复进行了深入研究。其结果，发现为了实现1180MPa以上的高强度，并且保持高屈服比，同时提高伸长率、扩孔性和耐延迟断裂特性，只要使组织微细化，同时控制铁素体、残留奥氏体、马氏体、贝氏体、回火马氏体的微观组织的体积分率即可。具体而言，本发明立足于下述见解。
在扩孔试验中，在微观组织中存在具有高硬度的马氏体或残留奥氏体的情况下，冲裁加工时在其界面、特别是软质铁素体与它们的界面产生空隙(void)。如果产生空隙，则在其后的扩孔过程中空隙彼此连接、发展，从而产生龟裂。另一方面，因为在微观组织中含有软质铁素体、残留奥氏体，所以伸长率提高。另外，如果在微观组织中存在原γ晶界，则在氢侵入到钢板内时，在原γ晶界氢被捕获，晶界强度明显降低，龟裂产生后的龟裂发展速度增加，耐延迟断裂特性降低。另外，关于屈服比，因为微观组织内含有位错密度高的贝氏体、回火马氏体，所以屈服比变高，但对伸长率的效果小。
因此，本发明人等反复进行深入研究，结果发现通过调整作为空隙产生源的软质相和硬质相的体积分率，生成作为硬质中间相的回火马氏体或贝氏体，进一步使晶粒微细化，虽然含有某种程度的软质铁素体，也能够确保强度、扩孔性。本发明人等还发现通过含有作为硬质相的耐延迟断裂特性优异的回火马氏体，从而使强度与耐延迟断裂特性的平衡提高。
特别是，为了抑制因在奥氏体单相区退火所致的晶粒粗大化，以可含有铁素体的双相区的退火温度进行退火。还可知为了使晶粒进一步微细化而使直到退火温度的升温速度为最佳条件，从而利用晶粒微细化的效果而使扩孔性、耐延迟断裂特性提高。
即，本发明提供以下的[1]～[4]。
[1]一种高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成，以质量％计，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.5％、Mn：2.1～3.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.050％、B：0.0002～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；具有如下微观组织，所述微观组织为复合组织，其含有以体积分率计10～25％的平均晶体粒径为2μm以下的铁素体、以体积分率计5～20％的残留奥氏体、以体积分率计5～15％以下的平均晶体粒径为2μm以下的马氏体，剩余部分包含平均晶体粒径5μm以下的贝氏体和回火马氏体，铁素体以外的硬质相的体积分率(V1)与回火马氏体的体积分率(V2)的关系满足下述式(1)的条件。
0.35≤V2/V1≤0.75 式(1)
[2]根据[1]所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述成分组成为以质量％计进一步含有选自V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上的成分组成。
[3]根据[1]或[2]所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，上述成分组成为以质量％计进一步含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下和REM：0.0050％以下中的一种以上的成分组成。
[4]一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序：热轧工序，将具有[1]～[3]中任一项所述的成分组成的1150～1300℃的钢坯以精轧结束温度：850～950℃的条件进行轧制，以在上述轧制结束后1秒以内开始冷却的、第1平均冷却速度：80℃/s以上、第1冷却停止温度：650℃以下的条件进行第1冷却，上述第1冷却后，进行以第2平均冷却速度：5℃/s以上、第2冷却停止温度：小于第1冷却停止温度且为550℃以下的条件冷却的第2冷却，在上述第2冷却后进行卷取；酸洗工序，在上述热轧工序后根据需要进行酸洗；冷轧工序，在上述热轧工序后(进行酸洗工序时为上述酸洗工序后)进行冷轧；退火工序，在上述冷轧工序后，以任意的第1平均加热速度、第1加热到达温度：250～350℃的条件进行第1加热，在上述第1加热后以第2平均加热速度：6～25℃/s、第2加热到达温度：550～680℃的条件进行第2加热，在上述第2加热后以第3平均加热速度：10℃/s以下、第3加热到达温度：760～850℃的条件进行第3加热，在上述第3加热后以第1均热温度：760～850℃、第1均热时间：30秒以上的条件进行第1均热，在上述第1均热后以第3平均冷却速度：3℃/s以上、第3冷却停止温度：100～300℃的条件进行第3冷却，在上述第3冷却后以第4加热到达温度：350～450℃的条件进行第4加热，在上述第4加热后以第2均热温度：350～450℃、第2均热时间：30秒以上的条件进行第2均热，在上述第2均热后以第4冷却停止温度：0～50℃的条件进行第4冷却。
根据本发明，高强度冷轧钢板具有极高的拉伸强度，同时具有基于高伸长率和扩孔性的优异的加工性、高屈服比。另外，本发明的高强度冷轧钢板在成型加工成部件后也具有不易产生由从环境侵入的氢引起的延迟断裂的优异的耐延迟断裂特性。
例如能够稳定地得到伸长率、扩孔性、耐延迟断裂特性优异的高强度冷轧钢板，上述高强度冷轧钢板具有拉伸强度为1180MPa以上、屈服比为70％以上的高屈服比，具有伸长率为17.5％以上和扩孔率为40％以上，在20℃的pH＝1的盐酸浸渍环境下以负载了应力的状态100小时不发生断裂。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限定于以下的实施方式。在以下的说明中，成分含量的“％”表示“质量％”。
＜高强度冷轧钢板＞
本发明的高强度冷轧钢板以质量％计，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.5％、Mn：2.1～3.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.050％、B：0.0002～0.0100％。
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、残留奥氏体和马氏体的第二相形成。此外，C提高马氏体和回火马氏体的硬度。C含量小于0.15％时，难以确保必要的贝氏体、回火马氏体、残留奥氏体和马氏体的体积分率。优选的C含量为0.17％以上。另一方面，如果过量地添加C，则铁素体、回火马氏体、马氏体的硬度差变大，因此扩孔性降低。因此，C含量为0.25％以下。优选的C含量为0.22％以下。
Si：1.2～2.5％
Si使铁素体固溶强化，降低软质相与硬质相的硬度差，因此Si使扩孔率增加。为了得到该效果，需要含有1.2％以上的Si。优选的Si含量为1.3％以上。然而，Si的过量添加使化学转化处理性降低。因此，Si含量为2.5％以下。优选为2.2％以下。
Mn：2.1～3.5％
Mn是通过固溶强化和生成第二相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，是第二相的分率控制所需的元素。为了得到该效果，需要使Mn含量为2.1％以上。另一方面，过量含有Mn时，马氏体的体积分率变得过量，进而马氏体和回火马氏体的硬度会增加，扩孔性降低。另外，过量含有Mn时，如果氢侵入到钢板内，晶界的滑移束缚增加，晶界中的龟裂容易发展，因此耐延迟断裂特性会降低。因此，Mn含量为3.5％以下。优选为3.0％以下。
P：0.05％以下
P通过固溶强化而有助于高强度化。但是，如果过量添加P，则P向晶界的偏析变得显著而使晶界脆化，或者使焊接性降低。因此，使P含量为0.05％以下。优选为0.04％以下。
S：0.005％以下
在S含量多的情况下，大量生成MnS等硫化物，以扩孔性为代表的局部伸长率降低。因此，使S含量的上限为0.005％。优选为0.0040％以下。下限不特别限定，但极低S化导致制钢成本上升，因此优选含有0.0002％以上。
Al：0.01～0.08％
Al是脱氧所需的元素，为了得到该效果，需要使Al含量为0.01％以上。另外，即使Al含量超过0.08％，效果也饱和，因此Al含量为0.08％以下。优选为0.05％以下。
N：0.010％以下
N会形成粗大的氮化物，使弯曲性、拉伸凸缘性劣化，因此需要控制其含量。这些问题在N含量超过0.010％时表现显著。因此，使N含量为0.010％以下。优选为0.0050％以下。
Ti：0.002～0.050％
Ti是能够通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升的元素。此外，为了不使作为本发明所必需的元素的B与N反应，Ti也是必要的。为了发挥这样的效果，使Ti含量为0.002％以上。优选为0.005％以上。另一方面，如果大量添加Ti，则伸长率显著降低，因此其含量为0.050％以下。优选为0.035％以下。
B：0.0002％～0.0100％
B是使淬透性提高、通过生成第二相而有助于高强度化、在确保淬透性的同时不使马氏体相变开始点降低的元素。此外，B有在热轧时的精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含量为0.0002％以上。另一方面，即使B含量超过0.0100％，效果也饱和，因此使其含量为0.0100％以下。优选为0.0050％以下。
本发明的高强度冷轧钢板以质量％计可以进一步含有选自V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上。
V：0.05％以下
V通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升。为了具有这样的作用，优选使V含量为0.01％以上。另一方面，即使添加大量的V，超过0.05％的部分相应的强度上升效果也小，而且，还会导致合金成本增加。因此，V的含量优选0.05％以下。
Nb：0.05％以下
Nb也与V同样地能够通过形成微细的碳氮化物而有助于强度上升，因此可以根据需要而添加。为了发挥这样的效果，优选使Nb含量为0.005％以上。另一方面，如果大量添加Nb，则伸长率显著降低，因此在含有Nb时，其含量为0.05％以下。
另外，本发明的高强度冷轧钢板以质量％计也可以含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下，Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下和REM：0.0050％以下中的一种以上。
Cr:0.50％以下
Cr是通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要而添加。为了发挥该效果，优选使Cr含量为0.10％以上。另一方面，如果Cr含量超过0.50％，则过量生成马氏体。因此，含有Cr时，其含量为0.50％以下。
Mo：0.50％以下
Mo是通过生成第二相而有助于高强度化、还生成一部分碳化物而有助于高强度化的元素，可以根据需要而添加。为了发挥这些效果，优选使Mo含量为0.05％以上。另外，如果Mo含量超过0.50％，则效果饱和，因此其含量优选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、还通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要而添加。为了发挥这些效果，优选使Cu含量为0.05％以上。另一方面，即使Cu含量超过0.50％，效果也饱和，而且容易产生由Cu引起的表面缺陷。因此，Cu含量优选0.50％以下。
Ni：0.50％以下
Ni也是与Cu同样地通过固溶强化而有助于高强度化、还通过生成第二相而有助于高强度化的元素，可以根据需要而添加。为了发挥这些效果，优选使Ni含量为0.05％以上。另外，如果与Cu同时添加，则具有抑制由Cu引起的表面缺陷的效果，因此在添加Cu时添加Ni是有效的。另一方面，即使Ni含量超过0.50％，效果也饱和，因此其含量优选0.50％以下。
Ca：0.0050％以下
Ca是使硫化物的形状球状化、改善硫化物对扩孔性的不良影响的元素，可以根据需要而添加。为了发挥这些效果，优选使Ca含量为0.0005％以上。另一方面，如果Ca含量超过0.0050％，则Ca的硫化物使弯曲性劣化。因此，Ca含量为0.0050％以下。
REM：0.0050％以下
REM也与Ca同样地是使硫化物的形状球状化、改善硫化物对扩孔性的不良影响的元素，可以根据需要而添加。为了发挥这些效果，优选使REM含量为0.0005％以上。另一方面，即使REM含量超过0.0050％，效果也饱和，因此优选使其含量为0.0050％以下。
上述以外的剩余部分为Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，例如可举出Sb、Sn、Zn、Co等，它们的含量的允许范围为Sb：0.01％以下、Sn：0.1％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1％以下。另外，本发明即使在通常的钢组成的范围内含有Ta、Mg、Zr，也不丧失其效果。
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的微观组织进行详细说明。
本发明的高强度冷轧钢板的微观组织是含有铁素体、残留奥氏体、马氏体且剩余部分包含贝氏体和回火马氏体的复合组织。
具体而言，铁素体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率为10～25％的范围，残留奥氏体的体积分率为5～20％，马氏体的平均晶体粒径为2μm以下，体积分率为5～15％的范围，剩余部分为平均晶体粒径5μm以下的贝氏体和回火马氏体。铁素体以外的硬质相(表示铁素体以外的相。)与回火马氏体的体积分率的关系为式(1)表示的范围。在此阐述的体积分率是相对于钢板整体的体积分率，以下相同。应予说明，体积分率、平均晶体粒径的值采用由实施例中记载的方法而得到的值。
0.35≤V2/V1≤0.75 式(1)
在式(1)中，铁素体以外的硬质相的体积分率为V1，回火马氏体的体积分率为V2。
铁素体(平均晶体粒径2μm以下的铁素体)
铁素体的体积分率小于10％时，难以确保伸长率。因此，铁素体的体积分率的下限为10％。优选铁素体的体积分率超过12％。另外，如果铁素体的体积分率超过25％，则冲裁时的空隙生成量增加。另外，如果铁素体的体积分率超过25％，则为了确保强度，还需要提高马氏体、回火马氏体的硬度，难以兼得强度和扩孔性。因此铁素体的体积分率为25％以下。优选为22％以下，进一步优选为小于20％。
另外，铁素体的平均晶体粒径超过2μm时，在扩孔时的冲裁端面生成的空隙容易在扩孔中连接，因此得不到良好的扩孔性。因此，铁素体的平均晶体粒径为2μm以下。
残留奥氏体
为了确保良好的延展性，需要使残留奥氏体的体积分率为5～20％的范围。残留奥氏体的体积分率小于5％时伸长率降低。因此，残留奥氏体的体积分率为5％以上。优选为8％以上。另外，残留奥氏体的体积分率超过20％时，扩孔性劣化。因此，残留奥氏体的体积分率为20％以下。优选为18％以下。
马氏体(平均晶体粒径为2μm以下的马氏体)
为了确保所希望的强度和延展性，并且确保扩孔性，使马氏体的体积分率为5～15％以下。马氏体的体积分率小于5％时，对加工固化的贡献低，因此难以兼得强度和延展性。优选为6％以上。另外，马氏体的体积分率超过15％时，冲裁时在马氏体周边生成空隙，因此不仅扩孔性劣化，屈服比也降低。因此，马氏体的体积分率的上限为15％。优选12％为上限。
另外，在本发明中，使马氏体的平均晶体粒径为2μm以下。马氏体的平均晶体粒径超过2μm时，在与铁素体的界面生成的空隙容易连接，扩孔性劣化。因此，马氏体的平均晶体粒径的上限为2μm。应予说明，这里所说的马氏体是指在作为连续退火时的第2均热温度区域的350～450℃的温度区域保持后也未相变的奥氏体在冷却至室温时生成马氏体。
剩余部分
为了确保良好的扩孔性、高屈服比，需要在上述的铁素体、残留奥氏体、马氏体以外的剩余部分中含有贝氏体和回火马氏体。贝氏体和回火马氏体的平均晶体粒径为5μm以下。平均晶体粒径超过5μm时，在与铁素体的界面生成的空隙容易连接，扩孔性劣化。因此，贝氏体和回火马氏体的平均晶体粒径的上限为5μm。
另外，贝氏体的体积分率优选10～40％的范围，回火马氏体的体积分率优选20～60％的范围。应予说明，这里所说的贝氏体的体积分率是指贝氏体·铁素体(位错密度高的铁素体)在观察面中所占的体积比例。另外，回火马氏体是指在退火时的直到100～300℃的冷却(后述的第3冷却)中未相变的奥氏体一部分进行马氏体相变，在加热到350～450℃的温度区域后保持时(第2均热时)进行回火的马氏体。
0.35≤V2/V1≤0.75
另外，铁素体相以外的硬质相的体积分率(V1)与回火马氏体的体积分率(V2)需要满足式(1)的关系。冷却时生成的马氏体通过再加热时和其后的均热保持而进行回火，从而成为回火马氏体。通过该回火马氏体的存在，能够促进均热保持中的贝氏体相变，使最终冷却至室温时生成的马氏体变得微细，且将马氏体的体积分率调整为目标体积分率。在式(1)中，V2/V1的值小于0.35时，其效果弱，因此下限为0.35。另外，V2/V1的值为0.75以上时，可贝氏体相变的未相变的奥氏体少，因此得不到足够的残留奥氏体，伸长率降低。因此，其上限为0.75。优选为0.70以下。
0.35≤V2/V1≤0.75 式(1)
另外，在本发明中，除铁素体、贝氏体、回火马氏体、残留奥氏体和马氏体以外，有时微观组织包含珠光体。只要满足上述的铁素体、残留奥氏体和马氏体的体积分率，铁素体、马氏体的平均晶体粒径，即使含有珠光体也能够实现本发明的目的。但是，珠光体的体积分率优选3％以下。
＜高强度冷轧钢板的制造方法＞
接下来，对本发明的高强度冷轧钢板的制造法进行说明。
本发明的高强度冷轧钢板的制造方法具有热轧工序、酸洗工序、冷轧工序和退火工序。以下，对各工序进行说明。应予说明，在以下说明中平均冷却速度由式(2)计算，平均加热速度由式(3)计算。
平均冷却速度＝(冷却开始表面温度-冷却结束表面温度)/冷却时间(2)
平均加热速度＝(加热结束表面温度-加热开始表面温度)/加热时间(3)
热轧工序
热轧工序是指如下工序：对具有上述成分组成的1150～1300℃的钢坯以精轧结束温度：850～950℃的条件进行轧制，进行在上述轧制结束后1秒以内以第1平均冷却速度：80℃/s以上、第1冷却停止温度：650℃以下的条件开始冷却的第1冷却，在上述第1冷却后，进行以第2平均冷却速度：5℃/s以上、第2冷却停止温度：小于第1冷却停止温度且为550℃以下的条件冷却的第2冷却，在上述第2冷却后进行卷取。各条件的限定理由如下。
热轧开始温度(相当于被轧制的钢坯的温度)为1150～1300℃。可以对钢坯在铸造后不进行再加热而以1150～1300℃开始热轧，也可以将板坯再加热到1150～1300℃后开始热轧。即，在本发明中，除了在制造钢坯之后暂时冷却至室温、其后进行再加热的现有方法以外，不进行冷却而以温片的状态装入到加热炉中、或者进行保热后立即进行轧制、或者铸造后直接进行轧制的直送轧制·直接轧制等节能工艺也都可以没有问题地应用。应予说明，钢坯为了防止成分的宏观偏析而优选利用连续铸造法进行制造，但也可以利用铸锭法、薄板坯铸造法进行制造。
上述热轧开始温度如果低于1150℃，则轧制负载增大而生产率降低，高于1300℃时加热成本增大。因此，设为1150～1300℃。
精轧结束温度为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和扩孔性提高，因此需要在奥氏体单相区结束。因此，精轧结束温度为850℃以上。另一方面，精轧结束温度超过950℃时，热轧组织变得粗大，退火后的特性降低，因此精轧结束温度为850～950℃。
精轧结束后的第1冷却是以在上述轧制结束后1秒以内开始、第1平均冷却速度：80℃/s以上、第1冷却停止温度：650℃以下的条件进行的冷却。
精轧结束后，进行骤冷直到不进行铁素体相变而进行贝氏体相变的温度区域，控制热轧钢板的钢板组织。通过用于使其均质化的上述钢板组织的控制，从而有使最终的钢板组织、主要是铁素体或马氏体微细化的效果。因此，在精轧结束后1秒以内开始冷却，以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至第1冷却停止温度：650℃以下。
第1冷却速度小于80℃/s时开始铁素体相变，因此热轧钢板的钢板组织变得不均质，退火后的扩孔性降低。另外，第1冷却停止温度超过650℃时过量生成珠光体，热轧钢板的钢板组织变得不均质，退火后的扩孔性降低。因此，精轧后的第1冷却以80℃/s以上的第1平均冷却速度冷却至650℃以下。
第1冷却后的第2冷却为以第2平均冷却速度：5℃/s以上、第2冷却停止温度：小于第1冷却停止温度且为550℃以下的条件进行的冷却。
为第2平均冷却速度小于5℃/s或第2冷却停止温度超过550℃的冷却时，在热轧钢板的钢板组织中过量生成铁素体或珠光体，退火后的扩孔性降低。因此，设为第2平均冷却速度：5℃/s以上、第2冷却停止温度：小于第1冷却停止温度且为550℃以下。
在第2冷却后进行的卷取时的卷取温度优选为550℃以下。卷取温度超过550℃时，存在过量生成铁素体和珠光体的情况。因此，卷取温度的上限优选550℃。优选为500℃以下。卷取温度的下限没有特别规定，但如果卷取温度过低，则有时过量生成硬质的马氏体，冷轧负载增大。因此，卷取温度的下限优选300℃。
酸洗工序
优选在热轧工序后实施酸性工序而除去热轧板表层的氧化皮(scale)。酸洗工序的条件没有特别限定，只要按照常规方法实施即可。
冷轧工序
是在热轧工序后(进行酸洗工序时在酸洗工序后)对热轧板实施冷轧的工序。冷轧工序没有特别限定，只要按照常规方法实施即可。
退火工序
退火工序是为了使再结晶进行，并且在钢板组织中形成贝氏体、回火马氏体、残留奥氏体或马氏体以实现高强度化而实施的。为此的退火工序由第1加热、第2加热、第3加热、第1均热、第3冷却、第4加热、第2均热、第4冷却构成。具体而言如下。
第1加热以任意的第1平均加热速度、第1加热到达温度：250～350℃的条件进行。具体而言，以任意的第1平均加热速度将室温的冷轧钢板加热到250～350℃。第1加热是直到开始因退火所致的再结晶的250～350℃的温度的加热，只要按照常规方法实施即可。如上所述，第1平均加热速度为任意的，其值没有特别限定，但通常第1平均加热速度为0.5～50℃/s。
第2加热在上述第1加热后以第2平均加热速度：6～25℃/s、第2加热到达温度：550～680℃的条件进行。第2加热是在本发明中有助于重要的晶粒微细化的规定，通过使在加热到变为双相区的温度之前体现的由再结晶生成的铁素体的核的生成速度比生成的晶粒生长、即粗大化的速度快，能够使退火后的晶粒微细化。如果迅速加热，则难以进行再结晶，因此在最终的钢板组织中残留未再结晶，延展性不足。因此，第2平均加热速度的上限为25℃/s。另外，如果加热速度过小，则铁素体相粗大化而得不到规定的平均晶体粒径，因此需要6℃/s以上的第2平均加热速度。优选为8℃/s以上。
第3加热在第2加热后以第3平均加热速度：10℃/s以下、第3加热到达温度：760～850℃的条件进行。在第2加热到达温度以下生成微细的铁素体。因为在达到Ac1点以上的温度为双相区，所以开始生成奥氏体的核。为了使再结晶完全结束而使从第2加热到达温度到第3加热到达温度的第3平均加热速度为10℃/s以下。第3平均加热速度超过10℃/s时，优先生成奥氏体的核，在最终的钢板组织中残留未再结晶，延展性不足，因此第3平均加热速度的上限为10℃/s。下限没有特别限制，但小于0.5℃/s时，铁素体相有可能粗大化。因此，第3平均加热速度优选0.5℃/s以上。应予说明，通常，第3加热到达温度为下述的第1均热温度。
第1均热在第3加热后以第1均热温度：760～850℃、第1均热时间：30秒以上的条件进行。第1均热温度设定在铁素体和奥氏体的双相区的温度区域。第1均热温度小于760℃时，铁素体分率变多，因此难以兼得强度和扩孔性。因此，第1均热温度的下限为760℃。如果第1均热温度过高，则成为在奥氏体单相区的退火，耐延迟断裂特性降低，因此第1均热温度为850℃以下。另外，因为在上述的第1均热温度下，进行再结晶并且一部分或全部进行奥氏体相变，因此第1均热时间需要保持30秒以上。上限没有特别限定，优选600秒以内。
第3冷却在第1均热后以第3平均冷却速度：3℃/s以上、第3冷却停止温度：100～300℃的条件进行。从高屈服比、扩孔性的观点考虑，通过生成回火马氏体，从第1均热温度冷却至马氏体相变开始温度以下，从而使在均热带生成的奥氏体一部分进行马氏体相变，因此以3℃/s以上的第3冷却速度冷却至100～300℃的第3冷却停止温度。如果冷却速度小于3℃/s时，在钢板组织中过量生成珠光体、球状渗碳体，因此第3冷却速度的下限为3℃/s。另外，第3冷却停止温度小于100℃时，冷却时过量生成马氏体，因此未相变的奥氏体减少，贝氏体相变、残留奥氏体减少，因此伸长率降低。冷却停止温度超过300℃时，回火马氏体减少，扩孔性降低。因此，第3冷却停止温度为100～300℃。优选为150～280℃。
第4加热在第3冷却后以第4加热到达温度：350～450℃的条件进行。该第4加热是为了加热到第2均热温度而进行的。
第2均热在第4加热后以第2均热温度：350～450℃、第2均热时间：30秒以上的条件进行。第2均热基于以下目的而进行：通过对在冷却中途生成的马氏体进行回火而制成回火马氏体，使未相变的奥氏体进行贝氏体相变，使钢板组织中生成贝氏体和残留奥氏体。第2均热温度小于350℃时马氏体的回火不充分，与铁素体和马氏体的硬度差变大，因此扩孔性劣化。另外，第2均热温度超过450℃时过量生成珠光体，因此伸长率降低。因此，第2均热温度为350～450℃。另外，第2均热时间小于30秒时，贝氏体相变充分进行，因此大量残留未相变的奥氏体，最终会过量生成马氏体，扩孔性降低。因此，第2均热时间为30秒以上。另外，出于确保马氏体的体积分率的理由，第2均热时间优选3600秒以下。
第4冷却在第2均热后以第4冷却停止温度：0～50℃的条件进行。第4冷却可以为不积极冷却的方法，例如通过放置进行的空冷。
调质轧制工序
在退火工序后，可以实施调质轧制。调质轧制的伸长率优选的范围为0.1％～2.0％。
应予说明，只要是本发明的范围内，在退火工序中，可以实施热浸镀锌而制成热浸镀锌钢板，另外，也可以在热浸镀锌后实施合金化处理而制成合金化热浸镀锌钢板。此外可以对本冷轧钢板进行电镀而制成电镀钢板。本发明的高强度冷轧钢板也包括这些镀覆钢板。
实施例
以下，对本发明的实施例进行说明。
对表1所示的成分组成的钢进行熔炼铸造而制造板坯，以热轧开始温度为1250℃、精轧结束温度(表2的FDT)进行热轧，制成板厚：3.2mm的热轧钢板。在该轧制结束后1秒以内，以表2中示出的第1平均冷却速度(表2的冷速1)冷却至第1冷却停止温度(表2的冷停温1)后，以第2平均冷却速度(表2的冷速2)冷却至卷取温度(表2的CT)(该卷取温度相当于第2冷却停止温度)，以该卷取温度进行卷取。接下来，对得到的热轧钢板进行酸洗后，实施冷轧，制造冷轧钢板(板厚：1.4mm)。其后，以第1平均加热速度为640℃/s、第1加热到达温度为300℃的条件进行第1加热。接着，以表2所示的第2平均加热速度(表2的C2)加热至680℃(第2加热到达温度)。接着，以第3平均加热速度(表2的C3)加热到第1均热温度(亦为第3加热到达温度)，以表2所示的第1均热温度(表2的均温1)和第1均热时间(表2的保持1)进行第1均热。其后，以第3平均冷却速度(表2的冷速3)冷却至第3冷却停止温度(表2的Ta)，其后，进行第4加热直到表2所示的第2均热温度(表2的Tb)，以表2所示的第2均热温度和第2均热时间(表2的保持2)进行第2均热，最后，冷却至室温(0～50℃)。
从制造的钢板以沿轧制直角方向成为长边方向(拉伸方向)的方式采取JIS5号拉伸试验片，通过拉伸试验(JIS Z2241(1998))来测定屈服强度(YS)、拉伸强度(TS)、总伸长率(EL)、屈服比(YR)。
关于拉伸凸缘性，按照日本钢铁联盟标准(JFS T1001(1996))，以间隙12.5％冲裁的孔，以毛边(かえり)位于冲模侧的方式放置于试验机后，利用60°的圆锥冲头进行成型，由此测定扩孔率(λ)。将λ(％)具有40％以上的钢板记为具有良好的拉伸凸缘性的钢板。
对于耐延迟断裂试验，使用以得到的钢板的轧制方向为长边切断成30mm×100mm并对端面进行研削加工而成的试验片，以冲头前端的曲率半径10mm对试验片实施180°弯曲加工。用螺栓对实施了该弯曲加工的试验片所产生的回弹进行紧固以使内侧间隔为20mm，在对试验片负载应力后，浸渍于20℃、pH＝1的盐酸，测定到产生断裂为止的时间直到最长100小时。将100小时以内试验片不产生龟裂的情况记为“良”，试验片产生龟裂的情况记为“不合格”。
对于钢板的铁素体、马氏体的体积分率而言，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(扫描式电子显微镜)以2000倍、5000倍的倍率观察截面，利用点计数法(按照ASTM E562-83(1988))来测定面积率，将该面积率记为体积分率。对于铁素体和马氏体的平均晶体粒径，可以使用Media Cybernetics公司的Image-Pro，获取预先从钢板组织照片识别出各铁素体和马氏体晶粒的照片，从而能够算出各相的面积，算出其当量圆直径，求出这些值作为平均晶体粒径(表中的平均粒径)。
对于残留奥氏体的体积分率而言，将钢板研磨至板厚方向的1/4面为止，由该板厚1/4面的衍射X射线强度而求出。将Mo的Kα射线作为射线源，在加速电压50keV下，利用X射线衍射法(装置：Rigaku公司制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，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中记载的计算公式求出残留奥氏体的体积分率。
另外，利用SEM(扫描式电子显微镜)、TEM(透射式电子显微镜)、FE-SEM(场发射扫描电子显微镜)来观察钢板组织，决定铁素体、残留奥氏体、马氏体以外的钢组织的种类。作为贝氏体和/或回火马氏体的组织的平均晶体粒径，使用上述的Image-Pro，根据钢板组织照片算出当量圆直径，将这些值平均而求出。
将测定的拉伸特性、扩孔率、耐延迟断裂特性、钢板组织的测定结果示于表3(合并表3-1和表3-2为表3)。
根据表3所示的结果，确认了本发明例都具有如下复合组织：以体积分率计含有10～25％的平均晶体粒径小于2μm的铁素体，残留奥氏体的体积分率为5～20％，以体积分率计含有5～15％的平均晶体粒径为2μm以下的马氏体，剩余部分包含平均晶体粒径为5μm以下的贝氏体和回火马氏体，其结果，确保1180MPa以上的拉伸强度和70％以上的屈服比，并且得到17.5％以上的伸长率和40％以上的扩孔率这样良好的加工性，在延迟断裂特性评价试验中不发生100小时断裂，具有优异的耐延迟断裂特性。另一方面，比较例的钢板组织不满足本发明范围，其结果，拉伸强度、屈服比、伸长率、扩孔率、耐延迟断裂特性中的至少一种特性差。
[表1]
[表2]
[表2]
划线部分：制造方法发明的制造条件范围外
[表3-1]
[表3-1]
划线部分：本发明范围外或评价为基准以下
剩余部分组织：B-贝氏体、TM-回火马氏体、P-珠光体、UF-未再结晶铁素体
[表3-2]
[表3-2]
划线部分：本发明范围外或评价为基准以下
剩余部分组织：B-贝氏体、TM-回火马氏体、P-珠光体、UF-未再结晶铁素体。

Claims (4)

1.一种高强度冷轧钢板，其特征在于，具有如下成分组成，
以质量％计，含有C：0.15～0.25％、Si：1.2～2.5％、Mn：2.1～3.5％、P：0.05％以下、S：0.005％以下、Al：0.01～0.08％、N：0.010％以下、Ti：0.002～0.050％、B：0.0002～0.0100％，剩余部分由Fe和不可避免的杂质构成；
具有如下微观组织，
所述微观组织为一种复合组织，其含有以体积分率计10～25％的平均晶体粒径为2μm以下的铁素体、以体积分率计5～20％的残留奥氏体、以体积分率计5～15％以下的平均晶体粒径为2μm以下的马氏体，剩余部分包含平均晶体粒径5μm以下的贝氏体和回火马氏体，铁素体以外的相的体积分率V1与回火马氏体的体积分率V2的关系满足下述式(1)的条件，
0.35≤V2/V1≤0.75 式(1)。
2.根据权利要求1所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述成分组成为以质量％计进一步含有选自V：0.05％以下和Nb：0.05％以下中的一种以上的成分组成。
3.根据权利要求1或2所述的高强度冷轧钢板，其特征在于，所述成分组成为以质量％计进一步含有选自Cr：0.50％以下、Mo：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Ni：0.50％以下、Ca：0.0050％以下和REM：0.0050％以下中的一种以上的成分组成。
4.一种高强度冷轧钢板的制造方法，其特征在于，具有如下工序：
热轧工序，对具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的1150～1300℃的钢坯以精轧结束温度：850～950℃的条件进行轧制，以在所述轧制的结束后1秒以内开始冷却的、第1平均冷却速度：80℃/s以上、第1冷却停止温度：650℃以下的条件进行第1冷却，所述第1冷却后，进行以第2平均冷却速度：5℃/s以上、第2冷却停止温度：小于第1冷却停止温度且为550℃以下的条件冷却的第2冷却，在所述第2冷却后进行卷取；
酸洗工序，在所述热轧工序后根据需要进行酸洗；
冷轧工序，在所述热轧工序后，若进行酸洗工序则在所述酸洗工序后进行冷轧；
退火工序，在所述冷轧工序后，以任意的第1平均加热速度、第1加热到达温度：250～350℃的条件进行第1加热，在所述第1加热后以第2平均加热速度：6～25℃/s、第2加热到达温度：550～680℃的条件进行第2加热，在所述第2加热后以第3平均加热速度：10℃/s以下、第3加热到达温度：760～850℃的条件进行第3加热，在所述第3加热后以第1均热温度：760～850℃、第1均热时间：30秒以上的条件进行第1均热，在所述第1均热后以第3平均冷却速度：3℃/s以上、第3冷却停止温度：100～300℃的条件进行第3冷却，在所述第3冷却后以第4加热到达温度：350～450℃的条件进行第4加热，在所述第4加热后以第2均热温度：350～450℃、第2均热时间：30秒以上的条件进行第2均热，在所述第2均热后以第4冷却停止温度：0～50℃的条件进行第4冷却。
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WO (1) WO2016092733A1 (zh)

Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111344423A (zh) * 2017-11-15 2020-06-26 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板
CN111433380A (zh) * 2017-11-29 2020-07-17 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN111868284A (zh) * 2018-03-19 2020-10-30 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111954724A (zh) * 2018-03-30 2020-11-17 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
CN113388773A (zh) * 2021-05-21 2021-09-14 鞍钢股份有限公司 1.5GPa级高成形性抗氢脆超高强汽车钢及制备方法
CN114667360A (zh) * 2020-01-08 2022-06-24 日本制铁株式会社 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
CN115151672A (zh) * 2020-02-28 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法

Families Citing this family (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
US10590504B2 (en) 2014-12-12 2020-03-17 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same
WO2018189950A1 (ja) * 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7410936B2 (ja) 2018-09-28 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド 穴拡げ性が高い高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、及びこれらの製造方法
KR102164086B1 (ko) * 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 버링성이 우수한 고강도 냉연강판 및 합금화 용융아연도금강판과 이들의 제조방법
KR102488156B1 (ko) * 2019-01-09 2023-01-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
SE1950072A1 (en) * 2019-01-22 2020-07-21 Voestalpine Stahl Gmbh Cold rolled steel sheet
PL239109B1 (pl) * 2019-03-27 2021-11-08 Politechnika Wroclawska Sposób spawania i obróbki cieplnej blach z niskostopowej, martenzytycznej stali odpornej na zużywanie ścierne z borem
PL239108B1 (pl) * 2019-03-27 2021-11-08 Politechnika Wroclawska Sposób spawania i obróbki cieplnej wysokowytrzymałych blach z martenzytycznej stali odpornej na zużywanie ścierne z borem
WO2020250009A1 (en) * 2019-06-12 2020-12-17 Arcelormittal A cold rolled martensitic steel and a method of martensitic steel thereof

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011144404A (ja) * 2010-01-12 2011-07-28 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103476960A (zh) * 2011-03-28 2013-12-25 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (27)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3821448A (en) 1971-12-21 1974-06-28 Cpc International Inc Process for improving the flavor stability of peanut butter
EP1096029B1 (en) * 1999-04-21 2006-01-25 JFE Steel Corporation High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
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
JP4868771B2 (ja) 2004-12-28 2012-02-01 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板
JP5136182B2 (ja) * 2008-04-22 2013-02-06 新日鐵住金株式会社 切断後の特性劣化の少ない高強度鋼板及びその製造方法
JP4712838B2 (ja) 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP2011014404A (ja) * 2009-07-02 2011-01-20 Fujikura Ltd 超電導線材の製造装置および方法
JP5363922B2 (ja) 2009-09-03 2013-12-11 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
MX360965B (es) 2009-11-30 2018-11-23 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Placa de acero de alta resistencia con resistencia a la tracción final de 900 mpa o mas, excelente en resistencia a la fragilizacion por hidrógeno y método de producción de la misma.
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
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
EP2524970A1 (de) 2011-05-18 2012-11-21 ThyssenKrupp Steel Europe AG Hochfestes Stahlflachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
EP2730666B1 (en) 2011-07-06 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
JP5648596B2 (ja) * 2011-07-06 2015-01-07 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板の製造方法
BR112014002023B1 (pt) 2011-07-29 2019-03-26 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço de alta resistência excelente em resistência ao impacto e seu método de produção.
BR112014007498B1 (pt) 2011-09-30 2019-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizado a quente de alta resistência e método de produção da mesma
TWI510641B (zh) 2011-12-26 2015-12-01 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and manufacturing method thereof
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 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
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
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
JP5821911B2 (ja) 2013-08-09 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
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
US10253389B2 (en) 2014-03-31 2019-04-09 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio, high-strength cold-rolled steel sheet and production method therefor
US10590504B2 (en) 2014-12-12 2020-03-17 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing the same

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011144404A (ja) * 2010-01-12 2011-07-28 Jfe Steel Corp 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN103476960A (zh) * 2011-03-28 2013-12-25 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法

Cited By (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
CN111433380A (zh) * 2017-11-29 2020-07-17 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN111868284A (zh) * 2018-03-19 2020-10-30 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111868284B (zh) * 2018-03-19 2021-07-30 日本制铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN111954724A (zh) * 2018-03-30 2020-11-17 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
CN111954724B (zh) * 2018-03-30 2021-12-24 日铁不锈钢株式会社 铁素体系不锈钢钢板及其制造方法、以及铁素体系不锈钢构件
CN114667360A (zh) * 2020-01-08 2022-06-24 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN114667360B (zh) * 2020-01-08 2023-08-11 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
CN115151672A (zh) * 2020-02-28 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
CN113388773A (zh) * 2021-05-21 2021-09-14 鞍钢股份有限公司 1.5GPa级高成形性抗氢脆超高强汽车钢及制备方法
CN113388773B (zh) * 2021-05-21 2022-07-22 鞍钢股份有限公司 1.5GPa级高成形性抗氢脆超高强汽车钢及制备方法

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