CN107148486B - 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 - Google Patents

高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107148486B
CN107148486B CN201580057984.XA CN201580057984A CN107148486B CN 107148486 B CN107148486 B CN 107148486B CN 201580057984 A CN201580057984 A CN 201580057984A CN 107148486 B CN107148486 B CN 107148486B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
amount
temperature
retained austenite
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201580057984.XA
Other languages
English (en)
Other versions
CN107148486A (zh
Inventor
川崎由康
松田广志
山下孝子
横田毅
濑户洋
濑户一洋
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN107148486A publication Critical patent/CN107148486A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107148486B publication Critical patent/CN107148486B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y02—TECHNOLOGIES OR APPLICATIONS FOR MITIGATION OR ADAPTATION AGAINST CLIMATE CHANGE
    • Y02P—CLIMATE CHANGE MITIGATION TECHNOLOGIES IN THE PRODUCTION OR PROCESSING OF GOODS
    • Y02P10/00—Technologies related to metal processing
    • Y02P10/20—Recycling

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

由规定的成分组成构成，使钢组织以面积率计为多边形铁素体：35％以上且80％以下、未再结晶铁素体：5％以上以及马氏体：5％以上且25％以下、以体积率计为残余奥氏体：8％以上，并且使所述多边形铁素体的平均结晶粒径为6μm以下、所述马氏体的平均结晶粒径为3μm以下、所述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，使所述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以所述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，由此得到具有590MPa以上的TS、并且YR为68％以上的成形性优良且具有高屈服比的高强度钢板。

Description

高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度 电镀锌钢板、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法，特别是目的在于得到适合作为汽车、电气等产业领域中使用的构件的、成形性优良并且具有高屈服比的钢板。
背景技术
近年来，从地球环境的保全的观点出发，汽车的燃料效率的提高成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化来实现薄壁化从而使车身本身轻量化的动态变得活跃。
但是，通常，钢板的高强度化导致成形性的降低，因此，若要实现高强度化，则钢板的成形性降低，产生成形时的裂纹等问题。因此，无法单纯地实现钢板的薄壁化。因此，期望开发出兼具高强度和高成形性的材料。此外，对于拉伸强度(TS)为590MPa以上的钢板，特别是在该高成形性的基础上要求碰撞吸收能量大的特性。为了提高碰撞吸收能量特性，提高屈服比(YR)是有效的。这是因为，屈服比高时，能够使钢板以低变形量高效地吸收碰撞能量。
例如，在专利文献1中提出了拉伸强度为1000MPa以上且总伸长率(EL)为30％以上的、利用了残余奥氏体的加工诱发相变的具有极高延展性的高强度钢板。
另外，在专利文献2中提出了一种高强度钢板，其使用高Mn钢，实施铁素体和奥氏体的双相区的热处理，由此使强度与延展性的平衡优良。
此外，在专利文献3中提出了一种高强度钢板，其利用高Mn钢、使热轧后的组织为包含贝氏体、马氏体的组织，进一步通过实施退火和回火而形成微细的残余奥氏体后，形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善了局部延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在此，专利文献1中记载的钢板通过将以C、Si和Mn作为基本成分的钢板奥氏体化后进行淬火至贝氏体相变温度范围并等温保持的、所谓奥氏体回火处理来制造。并且，在实施该奥氏体回火处理时，通过C向奥氏体的富集而生成残余奥氏体。
但是，为了得到大量的残余奥氏体，需要超过0.3％的大量的C，但在超过0.3％的C浓度下，点焊性的下降显著，作为汽车用钢板难以实用化。
此外，专利文献1中记载的钢板以提高延展性为主要目的，对于扩孔性、弯曲性、屈服比没有考虑。
另外，在专利文献2、3中，从成形性的观点出发对钢板的延展性的提高进行了说明，但对于其弯曲性、屈服比并没有考虑。
本发明是着眼于上述问题而完成的，其目的在于提供具有590MPa以上的TS并且YR为68％以上的成形性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法。
用于解决问题的方法
本发明人为了实现上述课题并制造成形性优良并且具有高屈服比和拉伸强度的高强度钢板，从钢板的成分组成和制造方法的观点出发反复进行了深入研究。结果获知，通过适当地调节钢的成分组成和组织，能够制造延展性等成形性优良的高屈服比型的高强度钢板。
即，将钢成分设定为Mn：2.60质量％以上且4.20质量％以下的范围，适当调节Ti等其他合金元素的添加量后，实施热轧而制成热轧板。接着，将该热轧板通过酸洗除去氧化皮后，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，进一步以30％以上的压下率进行冷轧，从而制成冷轧板。进一步将该冷轧板在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900秒，然后进行冷却。
通过经过上述工序，上述冷轧板形成以面积率计具有35％以上且80％以下的多边形铁素体、5％以上的未再结晶铁素体、5％以上且25％以下的马氏体、并且上述多边形铁素体的平均结晶粒径为6μm以下、上述马氏体的平均结晶粒径为3μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下的组织。此外，上述冷轧板中，将上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值控制为2.0以上，能够确保8％以上的利用Mn稳定化的残余奥氏体。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：2.60％以上且4.20％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.005％以上且0.200％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计多边形铁素体为35％以上且80％以下、未再结晶铁素体为5％以上以及马氏体为5％以上且25％以下，以体积率计残余奥氏体为8％以上，
并且，上述多边形铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，上述马氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上。
2.如上述1所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，上述残余奥氏体中的C量以与上述残余奥氏体中的Mn量的关系满足下式，
0.09×[Mn量]-0.026-0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]-0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
5.一种高强度热镀锌钢板，其是上述1～4中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀锌层。
6.一种高强度热镀铝钢板，其是上述1～4中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀铝层。
7.一种高强度电镀锌钢板，其是上述1～4中任一项所述的高强度钢板进一步具备电镀锌层。
8.一种高强度钢板的制造方法，其为上述1～4中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却。
9.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其为上述5所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却，接着，实施镀锌处理、或者实施镀锌处理后进一步在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
10.一种高强度热镀铝钢板的制造方法，其为上述6所述的高强度热镀铝钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却，接着，实施热镀铝处理。
11.一种高强度电镀锌钢板的制造方法，其为上述7所述的高强度电镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上900秒以下，进行冷却，接着，实施电镀锌处理。
发明效果
根据本发明，可以得到具有590MPa以上的TS且YR为68％以上的成形性优良的高屈服比型的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
附图说明
图1是示出拉伸加工的加工度与残余奥氏体量的关系的图。
图2是示出赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体体积率而得到的值与钢板的伸长率的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明中将钢的成分组成限定为本发明的范围的理由进行说明。需要说明的是，以下的钢、板坯的成分组成所涉及的％表示是指质量％。另外，钢、板坯的成分组成的余量为Fe和不可避免的杂质。
C：0.030％以上且0.250％以下
C是用于生成马氏体等低温相变相而使强度升高的必要元素。另外，C也是对于提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。C量低于0.030％时，难以确保期望的马氏体的面积率，不能得到期望的强度。另外，难以确保充分的残余奥氏体的体积率，不能得到良好的延展性。另一方面，使C超过0.250％而过量添加时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展，弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，C的过量添加使得焊接部和热影响区的硬化显著、使得焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊接性等劣化。从这些观点出发，C量设定为0.030％以上且0.250％以下的范围。优选为0.080％以上且0.200％以下的范围。
Si：0.01％以上且3.00％以下
Si是使铁素体的加工硬化能力提高、因此对于确保良好的延展性有效的元素。Si量低于0.01％时，其添加效果差，因此，将下限设定为0.01％。另一方面，超过3.00％的Si的过量添加不仅会引起钢的脆化，而且还会引起因产生红色氧化皮等而导致的表面性状的劣化。因此，Si量设定为0.01％以上且3.00％以下的范围。优选为0.20％以上且2.00％以下的范围。
Mn：2.60％以上且4.20％以下
Mn在本发明中是极其重要的元素。Mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对于确保良好的延展性是有效的。此外，Mn也是能够通过固溶强化而使得钢的TS升高的元素。这样的效果在钢的Mn量为2.60％以上时观察到。另一方面，Mn量超过4.20％的过量添加导致成本上升。从这样的观点出发，Mn量设定为2.60％以上且4.20％以下的范围。优选为3.00％以上且4.20％以下的范围。
P：0.001％以上且0.100％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的TS进行添加的元素。另外，P也是促进铁素体相变、对于钢板的复合组织化有效的元素。为了得到这样的效果，需要将钢板中的P量设定为0.001％以上。另一方面，P量超过0.100％时，导致焊接性的劣化，并且在将锌镀层进行合金化处理的情况下使得合金化速度降低而损害锌镀层的品质。因此，P量设定为0.001％以上且0.100％以下、优选为0.005％以上且0.050％以下的范围。
S：0.0001％以上且0.0200％以下
S在晶界发生偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使得钢板的局部变形能力降低。因此，S量设定为0.0200％以下，优选设定为0.0100％以下，更优选设定为0.0050％以下。但是，从生产技术上的制约考虑，S量设定为0.0001％以上。因此，S量设定为0.0001％以上且0.0200％以下的范围。优选为0.0001％以上且0.0100％以下，更优选为0.0001％以上且0.0050％以下的范围。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。因此，N量越少越优选，但从生产技术上的制约考虑，N量设定为0.0005％以上。因此，N量设定为0.0005％以上且0.0100％以下、优选为0.0010％以上且0.0070％以下的范围。
Ti：0.005％以上且0.200％以下
Ti在本发明中是极其重要的添加元素。Ti对于钢的析出强化是有效的，并且能够确保期望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。除此以外，通过活用比较硬质的未再结晶铁素体，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，也有助于延伸凸缘性的提高。另外，这些效果通过添加0.005％以上的Ti量而得到。另一方面，钢板中的Ti量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。
因此，Ti的添加中，将其量设定为0.005％以上且0.200％以下的范围。优选为0.010％以上且0.100％以下。
含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素
Al是使得铁素体与奥氏体的双相区扩大、对于退火温度依赖性的降低、即材质稳定性有效的元素。另外，Al也是作为脱氧剂发挥作用、对于钢的洁净度维持有效的元素。但是，Al量低于0.01％时，其添加效果差，因此，将下限设定为0.01％。另一方面，超过2.00％的大量添加使得连铸时的钢片裂纹产生的危险性增高，使得制造性降低。从这样的观点出发，添加时的Al量设定为0.01％以上且2.00％以下的范围。优选为0.20％以上且1.20％以下的范围。
Nb对于钢的析出强化是有效的，其添加效果在0.005％以上时得到。另外，与Ti添加的效果同样，能够确保期望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。除此以外，通过活用比较硬质的未再结晶铁素体，能够降低与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，也有助于提高延伸凸缘性。另一方面，Nb量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果是，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，还导致成本上升。因此，在添加Nb的情况下，设定为0.005％以上且0.200％以下的范围。优选为0.010％以上且0.100％以下的范围。
B具有抑制铁素体从奥氏体晶界的生成和生长的作用，能够进行随机应变的组织控制，因此，可以根据需要添加。其添加效果在0.0003％以上时得到。另一方面，B量超过0.0050％时，钢板的成形性降低。因此，在添加B的情况下，设定为0.0003％以上且0.0050％以下的范围。优选为0.0005％以上且0.0030％以下的范围。
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，对于确保良好的延展性是有效的，并且是通过固溶强化使钢的TS升高的元素。其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，添加超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果是，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，还导致成本上升。因此，在添加Ni的情况下，设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cr、V和Mo具有提高TS与延展性的平衡的作用，因此是可以根据需要添加的元素。其添加效果在Cr：0.005％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％％以上时得到。另一方面，分别地超过Cr：1.000％、V：0.500％和Mo：1.000％而过量添加时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果是，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，还导致成本上升。因此，在添加这些元素的情况下，分别设定为Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下和Mo：0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cu是对于钢的强化有效的元素，如果在本发明中规定的范围内，则可以用于钢的强化。其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，添加超过1.000％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果是，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。因此，在添加Cu的情况下，设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而生成的钢板表层的约数十微米的厚度区域的脱碳的观点出发，根据需要添加Sn、Sb。通过这样抑制氮化、氧化，可防止钢板表面的马氏体的面积率减少，对于确保TS、材质稳定性有效。另一方面，超过0.200％而过量添加时，导致韧性的降低。因此，在添加Sn、Sb的情况下，分别设定为0.002％以上且0.200％以下的范围。
Ta与Ti、Nb同样，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于钢的高强度化。此外认为，Ta部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，由此具有有效地抑制析出物的粗大化、使得析出强化对提高钢板的强度的贡献稳定化的效果。因此，在本发明中，优选含有Ta。在此，Ta的添加效果通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量添加Ta，其添加效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加Ta的情况下，设定为0.001％以上且0.010％以下的范围。
Ca、Mg和REM是用于使硫化物的形状球状化、改善硫化物对扩孔性(延伸凸缘性)的不良影响的有效元素。为了得到该效果，需要分别添加0.0005％以上。另一方面，分别超过0.0050％的过量添加会引起夹杂物等的增加而引起钢板的表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、Mg和REM的情况下，分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。
接着，对显微组织进行说明。
多边形铁素体的面积率：35％以上且80％以下
为了确保充分的延展性，在本发明中，需要将多边形铁素体的面积率设定为35％以上。另一方面，为了确保590MPa以上的TS，需要将软质的多边形铁素体的面积率抑制为80％以下。优选以面积率计为40％以上且75％以下的范围。需要说明的是，本发明中的多边形铁素体是指比较软质且富有延展性的铁素体。
未再结晶铁素体的面积率：5％以上
未再结晶铁素体的面积率为5％以上在本发明中是极其重要的。在此，未再结晶铁素体对于提高钢板的强度是有效的，但会导致钢板的延展性的显著降低，因此，通常多使其减少。
但是，在本发明中，利用多边形铁素体和残余奥氏体确保良好的延展性，进而积极地活用比较硬质的未再结晶铁素体，由此，例如能够在不需要以面积率计超过25％的大量的马氏体的情况下确保期望的钢板的TS。
此外，在本发明中，降低了多边形铁素体与马氏体的异相界面量，因此，能够提高钢板的屈服强度(YP)、YR。
为了得到上述效果，需要将未再结晶铁素体的面积率设定为5％以上。优选为8％以上。需要说明的是，本发明中的未再结晶铁素体是指在晶粒内含有晶体取向差小于15°的应变的铁素体，是与上述富有延展性的多边形铁素相比更硬质的铁素体。
需要说明的是，在本发明中，未再结晶铁素体的面积率的上限没有特别限制，但由于存在钢板的面内的材质各向异性增大的可能性，因此优选设定为约45％。
马氏体的面积率：5％以上且25％以下
为了实现590MPa以上的TS，需要将马氏体的面积率设定为5％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，需要将马氏体的面积率限制为25％以下。
在此，在本发明中，铁素体(多边形铁素体和未再结晶铁素体)和马氏体的面积率可以如下所述求出。
即，将与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)进行研磨后，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行腐蚀，对于板厚1/4位置(自钢板表面起在深度方向相当于板厚的1/4的位置)，利用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率观察约10个视野，得到组织图像。使用该得到的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体)的面积率，将这些面积率进行平均，可以求出面积率。需要说明的是，在上述组织图像中，多边形铁素体和未再结晶铁素体呈灰色的组织(基底组织)，马氏体呈白色的组织，由此进行识别。
另外，在本发明中，多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率可以如下所述求出。
即，利用EBSD(Electron BackScatter Diffraction；电子背散射衍射法)，对晶体取向差为2°以上且小于15°的小角度晶界和晶体取向差为15°以上的大角度晶界进行识别。然后，将在晶粒内包含小角度晶界的铁素体作为未再结晶铁素体，制作IQ图。接着，从制作出的IQ图中提取出10个视野，然后，分别求出小角度晶界和大角度晶界的面积，由此分别计算出多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积，求出10个视野的多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。然后，将这些面积率进行平均，求出上述多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。
残余奥氏体的体积率：8％以上
在本发明中，为了确保充分的延展性，需要将残余奥氏体的体积率设定为8％以上。优选为10％以上。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体的体积率的上限没有特别限制，但对提高延展性的效果小的C、Mn等的成分富集稀薄、不稳定的残余奥氏体增加，因此，优选设定为约40％。
另外，残余奥氏体的体积率通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面(自钢板表面起在深度方向相当于板厚的1/4的面)并测定该板厚1/4面的衍射X射线强度来求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度的、相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的12种全部组合的强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。
多边形铁素体的平均结晶粒径：6μm以下
多边形铁素体的晶粒的微细化有助于YP、TS的提高。因此，为了确保高YP和高YR和期望的TS，需要将多边形铁素体的平均结晶粒径设定为6μm以下。优选设定为5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，多边形铁素体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.3μm。
马氏体的平均结晶粒径：3μm以下
马氏体的晶粒的微细化有助于弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)的提高。因此，为了确保高弯曲性、高延伸凸缘性(高扩孔性)，需要将马氏体的平均结晶粒径抑制为3μm以下。优选为2.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，马氏体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.1μm。
残余奥氏体的平均结晶粒径：3μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于延展性的提高、弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)的提高。因此，为了确保良好的延展性、弯曲性、延伸凸缘性(扩孔性)，需要将残余奥氏体的平均结晶粒径设定为3μm以下。优选为2.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.1μm。
另外，关于多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的平均结晶粒径，利用上述Image-Pro求出多边形铁素体晶粒、马氏体晶粒和残余奥氏体晶粒各自的面积，计算出圆当量直径，将这些值进行平均从而求出。需要说明的是，马氏体和残余奥氏体利用EBSD的相图(Phase Map)来识别。另外，在本发明中，求算上述平均结晶粒径时，均对粒径为0.01μm以上的晶粒进行测定。这是因为，粒径小于0.01μm的晶粒对本发明没有影响。
残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值：2.0以上
将残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值设定为2.0以上在本发明中是极其重要的。这是因为，为了确保良好的延展性，需要使富集有Mn的稳定的残余奥氏体增多。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值的上限没有限制，但从确保延伸凸缘性的观点出发，优选设定为约16.0。
另外，残余奥氏体中的Mn量(质量％)和多边形铁素体中的Mn量(质量％)可以如下所述求出。
即，利用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer；电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置的轧制方向断面的Mn在各相中的分布状态进行定量化。接着，对30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn量进行分析。然后，可以将根据该分析的结果求出的Mn量进行平均，从而求出。
在此，本发明的显微组织中，除了上述的多边形铁素体、马氏体等以外，还有粒状铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、珠光体和渗碳体等在钢铁板中通常观察到的碳化物(除珠光体中的渗碳体以外)。这些组织以面积率计为10％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明的效果。
另外，本发明人对于对钢板施加冲压成形、加工时的钢板组织进行了深入调查。
其结果发现，存在：施加冲压成形、加工时立即发生马氏体相变的残余奥氏体、和以残余奥氏体的形式存在至加工量增大、最后发生马氏体相变而产生TRIP现象的残余奥氏体。然后查明了：加工量增大后发生马氏体相变的残余奥氏体多时，特别有效地得到良好的伸长率。
即，选择各种伸长率良好的样品和伸长率低的样品，使拉伸加工的加工度从0％改变至20％来测定残余奥氏体量，结果，在加工度与残余奥氏体量之间观察到如图1所示的倾向。在此，加工度是指：使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS 5号试验片进行拉伸试验，加工度为此时的伸长率。
如图1所示可知，伸长率良好的试样在提高加工度时的残余奥氏体的减少的方式平缓。
因此，对TS为780MPa级、赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的试样的残余奥氏体量进行测定，对于该值与加工前的残余奥氏体量之比给钢板的总伸长率带来的影响进行了调查。将其结果示于图2中。
如图2所示可知，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上的范围时，可以得到高伸长率，偏离该范围时，伸长率低。
因此，在本发明中，优选使赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的钢中残留的残余奥氏体的体积率除以拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。这是因为，能够确保加工量增大后发生马氏体相变的残余奥氏体。
需要说明的是，上述TRIP现象中，必须在冲压成形、加工前存在有残余奥氏体，但残余奥氏体是在由钢的组织中所含的成分元素决定的Ms点(马氏体相变开始点)低至约15℃以下的情况下残留的相。
另外，对本发明中的赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工的工序具体地进行说明时，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS 5号试验片进行拉伸试验，在其伸长率为10％时中断试验。
需要说明的是，残余奥氏体的体积率可以通过已说明的方法求出。
此外，对满足上述条件的试样详细地进行了调查，结果获知，在残余奥氏体中的C量与Mn量的关系满足下式的情况下，施加加工时会产生显示高加工硬化能力的TRIP现象，显示出更加良好的伸长率。
0.09×[Mn量]-0.026-0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]-0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)
通过满足上述要件，能够使作为提高延展性的主要因素的加工诱发相变(TRIP)现象断续地表现至钢板的加工最后阶段为止，能够实现所谓的稳定的残余奥氏体的生成。
另外，残余奥氏体中的C量(质量％)可以通过下述步骤来测定。
即，利用上述的EPMA，对板厚1/4位置处的轧制方向断面的C在各相中的分布状态进行定量化。接着，对30个残余奥氏体晶粒的C量进行分析。然后，将根据该分析的结果求出的C量进行平均，从而求出。
需要说明的是，残余奥氏体中的Mn量(质量％)可以通过与上述残余奥氏体中的C量相同的步骤来求出。
接着，对制造条件进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃以上且1300℃以下
在钢坯(或简称为板坯)的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献。因此，需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。
在此，钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物的充分固溶是困难的，产生因轧制载荷的增大引起的热轧时的故障产生的危险增大等问题。因此，钢坯的加热温度需要设定为1100℃以上。
另外，从将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、减少钢板表面的裂纹、凹凸从而实现平滑的钢板表面的观点出发，也需要将钢坯的加热温度设定为1100℃以上。
另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，氧化皮损失随着氧化量的增加而增大。因此，钢坯的加热温度需要设定为1300℃以下。因此，钢坯的加热温度需要设定为1100℃以上且1300℃以下。优选为1150℃以上且1250℃以下的范围。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。另外，在本发明中，可以应用制造钢坯后、先冷却至室温、然后再次加热的现有方法。此外，在本发明中，也可以没有问题地应用不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者稍微进行保热后直接进行轧制等的、直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，将钢坯在通常的条件下利用粗轧制成薄板坯，但在使加热温度较低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
将加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，形成热轧板。此时，精轧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基与氧化物的界面变粗，实施酸洗、冷轧后的钢板的表面品质有劣化的倾向。另外，在酸洗后，在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对钢板的延展性、延伸凸缘性带来不良影响。此外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时产生冲压品的表面粗糙。另一方面，精轧温度低于750℃时，轧制载荷增大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率增高。其结果是，在钢板中异常的织构发达，最终产品的面内各向异性变得显著，材质的均匀性(材质稳定性)受损，不仅如此，钢板的延展性本身也降低。
因此，本发明中，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下。优选为800℃以上且950℃以下的范围。
热轧后的平均卷取温度：300℃以上且750℃以下
热轧后的平均卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径增大，难以确保最终退火板的期望的强度。另一方面，热轧后的平均卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大、或者产生板形状的不良，因此生产率降低。因此，热轧后的平均卷取温度需要设定为300℃以上且750℃以下。优选为400℃以上且650℃以下的范围。
需要说明的是，在本发明中，热轧时，可以将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，先对粗轧板进行卷取也没有关系。此外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下。
对经过上述工序制造的热轧板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终产品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，酸洗可以进行一次，也可以分成多次进行。
热轧板退火(热处理)：在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下
在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下在本发明中是极其重要的。
热轧板退火的退火温度低于Ac1相变点+20℃或超过Ac1相变点+120℃时、另外保持时间少于600秒时，均会使Mn向奥氏体中的富集不进行，在最终退火后难以确保充分的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，保持超过21600秒时，Mn向奥氏体中的富集饱和，对最终退火后的延展性的效力减小，不仅如此，还导致成本上升。
因此，本发明的热轧板退火(热处理)中，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下的时间。
需要说明的是，上述热处理方法可以为连续退火、分批退火中的任意一种退火方法。另外，上述热处理后，冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以为分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的气体喷射冷却、喷雾冷却和水冷等中的任一种冷却。另外，酸洗可以按照常规方法进行。
冷轧的压下率：30％以上
在本发明的冷轧中，将压下率设定为30％以上。通过以30％以上的压下率实施冷轧，在热处理时微细地生成奥氏体。其结果是，可以在钢板中得到微细的残余奥氏体和马氏体，强度-延展性平衡提高。另外，钢板的弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)也提高。
需要说明的是，在本发明中，冷轧的压下率的上限没有特别限制，但从防止过度地施加冷轧的载荷的观点出发，优选设定为约85％。
冷轧板退火(热处理)：在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900秒
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900秒在本发明中是极其重要的。冷轧板的退火温度低于Ac1相变点或超过Ac1相变点+100℃时、另外保持时间少于20秒时，均会使Mn向奥氏体中的富集不进行，难以确保充分的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，保持超过900秒时，未再结晶铁素体的面积率降低，铁素体与硬质第二相(马氏体和残余奥氏体)的异相界面量增加，YP降低，并且YR也降低。
实施热镀锌处理
在本发明中，实施热镀锌处理时，将上述的实施了冷轧板退火(热处理)的钢板浸渍于440℃以上且500℃以下的镀锌浴中，实施热镀锌处理。然后，通过气体擦拭等调节钢板表面的镀层附着量。需要说明的是，热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.22质量％以下的镀锌浴。
进一步实施热镀锌层的合金化处理时，可以在上述热镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。在此，在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，不能确保期望的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，合金化处理温度低于450℃时，合金化不会进行，难以生成合金层。
因此，进行锌镀层的合金化处理时，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施处理。
其他的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，上述的退火、热镀锌、锌镀层的合金化处理等一系列处理优选在作为热镀锌线的CGL(ContinuousGalvanizing Line)中进行。
另外，在实施热镀铝处理时，将上述的实施了退火处理的钢板浸渍于660～730℃的镀铝浴中，实施热镀铝处理。然后，通过气体擦拭等调节镀层附着量。另外，具有镀铝浴温度符合Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围的组成的钢板通过热镀铝处理而进一步生成微细且稳定的残余奥氏体，因此，能够进一步提高延展性，因而优选。
此外，在本发明中，可以实施电镀锌处理。此时的电镀锌处理的条件没有特别限定，优选以覆膜厚度为5μm～15μm的范围的方式调节电镀锌处理的条件。
在此，在本发明中，可以以进行形状矫正、表面粗糙度的调节等为目的，对上述“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”、“高强度热镀铝钢板”和“高强度电镀锌钢板”进行表皮光轧。表皮光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。
表皮光轧的压下率小于0.1％时，表皮光轧的效果小，也难以控制，因此，将0.1％作为适合范围的下限。另一方面，表皮光轧的压下率超过2.0％时，钢板的生产率显著降低，因此，将2.0％设定为适合范围的上限。
需要说明的是，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分成多次进行。
此外，依据本发明的“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”、“高强度热镀铝钢板”和“高强度电镀锌钢板”也可以实施利用树脂、油脂的涂覆等各种涂装处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢在转炉中进行熔炼，利用连铸法制成板坯。将所得到的板坯在表2所示的条件下制成以下的各种钢板。
即，热轧后，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下进行退火，冷轧后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下进行退火。然后，得到高强度冷轧钢板(CR)，进一步实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、热镀铝钢板(Al)和电镀锌钢板(EG)等。
需要说明的是，作为热镀锌浴，在热镀锌钢板(GI)中使用含有0.19质量％的Al的锌浴，另外，在合金化热镀锌钢板(GA)中使用含有0.14质量％的Al的锌浴。另外，均将浴温设定为465℃、镀层附着量设定为每单面45g/m2(两面镀层)。此外，GA中，将镀层中的Fe浓度调节成9质量％以上且12质量％以下。热镀铝钢板用的热镀铝浴的浴温设定为700℃。
对于这样得到的钢板的断面显微组织、拉伸特性、扩孔性和弯曲性等分别进行调查，将其结果示于表3和4中。
Ac1相变点利用以下的公式来求出。
Ac1相变点(℃)
＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
在此，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)和(％Mo)为各元素的钢中含量(质量％)。
拉伸试验中，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS 5号试验片，依照JIS Z 2241(2011年)来进行，测定YP、YR、TS和EL。需要说明的是，YR是用YP除以TS并用百分率表示的值。另外，在本发明中，将YR≥68％且TS×EL≥24000MPa·％的情况判断为良好。另外，将在TS：590MPa级下为EL≥34％、在TS：780MPa级下为EL≥30％、在TS：980MPa级下为EL≥24％的情况分别判断为良好。需要说明的是，在本实施例中，TS：590MPa级是TS为590MPa以上且低于780MPa的钢板，TS：780MPa级是TS为780MPa以上且低于980MPa的钢板，TS：980MPa级是TS为980MPa以上且低于1180MPa的钢板。
弯曲试验基于JIS Z 2248(1996年)的V形块法来实施测定。对于弯曲部外侧，利用实体显微镜判定裂纹的有无，将未产生裂纹的最小的弯曲半径设定为极限弯曲半径R。需要说明的是，在本发明中，将90°V弯曲中的极限弯曲满足R/t≤1.5(t：钢板的板厚)的情况判断为钢板的弯曲性良好。
关于扩孔性，依照JIS Z 2256(2010年)来进行。将所得到的各钢板切割为100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔。接着，在使用内径75mm的冲模以9ton(88.26kN)的按压力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径。然后，根据下述公式，求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值来评价扩孔性。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，将在TS：590MPa级下为λ≥30％、在TS：780MPa级下为λ≥25％、在TS：980MPa级下为λ≥20％的情况分别判断为良好。
关于热轧的通板性，在热轧的精轧温度低、奥氏体在未再结晶状态下的压下率增高或者成为在奥氏体和铁素体的双相区的轧制的情况等，拟制成轧制载荷的增大所导致的热轧时的板形状的不良等故障产生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
另外，同样地，关于冷轧的通板性，在热轧的卷取温度低、热轧板的钢组织以贝氏体、马氏体等低温相变相为主体的情况等，拟制成轧制载荷的增大所导致的冷轧时的板形状的不良等故障产生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
关于最终退火板的表面性状，将无法将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、钢板表面的裂纹、凹凸增大、无法得到平滑的钢板表面的情况判断为不良。另外，关于最终退火板的表面性状，将氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大、钢基与氧化物的界面变粗、酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况或在酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等的情况也判断为不良。
关于生产率，对(1)产生热轧板的形状不良、(2)为了进入下一工序而需要热轧板的形状矫正时、(3)退火处理的保持时间长时等的生产周期成本进行评价。并且，将不符合(1)～(3)中任一项的情况判断为“良好”，将符合(1)～(3)中的某一项的情况判断为“不良”。
作为拉伸加工，求出赋予10％时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工(10％赋予)前的残余奥氏体体积率而得到的值。需要说明的是，残余奥氏体体积率按照已说明的方法进行测定。
将测定结果一并记载于表3中。
按照已说明的方法测定残余奥氏体中的C量(质量％)和残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
将测定结果一并记载于表3中。
[表2]
下划线部：表示在本发明范围外。
*CR：冷轧钢板(未镀覆)、GI：热镀锌钢板(未进行锌镀层的合金化处理)、GA：合金化热镀锌钢板
Al：热镀铝钢板、EG：电镀锌钢板
[表4]
根据上述结果可知，根据本发明，均得到了具有590MPa以上的TS、并且YR为68％以上的成形性优良并且具有高屈服比的高强度钢板。另一方面，在比较例中，YR、TS、EL、λ和R/t中的至少一项特性较差。
产业上的可利用性
根据本发明，均能够制造具有590MPa以上的TS并且YR为68％以上且TS×EL≥24000MPa·％的成形性优良且具有高屈服比的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。

Claims (15)

1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：2.60％以上且4.20％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.005％以上且0.200％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计多边形铁素体为35％以上且80％以下、未再结晶铁素体为5％以上以及马氏体为5％以上且25％以下，以体积率计残余奥氏体为8％以上，
并且，所述多边形铁素体的平均结晶粒径为6μm以下，所述马氏体的平均结晶粒径为3μm以下，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为3μm以下，所述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以所述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述残余奥氏体中的C量以与所述残余奥氏体中的Mn量的关系满足下式，
0.09×[Mn量]-0.026-0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]-0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
4.如权利要求2所述的高强度钢板，其中，所述残余奥氏体中的C量以与所述残余奥氏体中的Mn量的关系满足下式，
0.09×[Mn量]-0.026-0.150≤[C量]≤0.09×[Mn量]-0.026+0.150
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
5.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
6.如权利要求2所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
7.如权利要求3所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
8.如权利要求4所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
9.一种高强度热镀锌钢板，其是权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀锌层。
10.一种高强度热镀铝钢板，其是权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀铝层。
11.一种高强度电镀锌钢板，其是权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板进一步具备电镀锌层。
12.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求1～8中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却。
13.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其为权利要求9所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却，接着，实施镀锌处理、或者实施镀锌处理后进一步在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
14.一种高强度热镀铝钢板的制造方法，其为权利要求10所述的高强度热镀铝钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上且900秒以下，进行冷却，接着，实施热镀铝处理。
15.一种高强度电镀锌钢板的制造方法，其为权利要求11所述的高强度电镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下进行卷取，接着，通过酸洗除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600秒以上且21600秒以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20秒以上900秒以下，进行冷却，接着，实施电镀锌处理。
CN201580057984.XA 2014-10-30 2015-10-29 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 Active CN107148486B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014-221900 2014-10-30
JP2014221900 2014-10-30
PCT/JP2015/005457 WO2016067623A1 (ja) 2014-10-30 2015-10-29 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107148486A CN107148486A (zh) 2017-09-08
CN107148486B true CN107148486B (zh) 2019-01-08

Family

ID=55856987

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580057984.XA Active CN107148486B (zh) 2014-10-30 2015-10-29 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US20180127846A9 (zh)
EP (1) EP3214199B1 (zh)
JP (1) JP6179674B2 (zh)
KR (1) KR101913053B1 (zh)
CN (1) CN107148486B (zh)
MX (1) MX2017005567A (zh)
WO (1) WO2016067623A1 (zh)

Families Citing this family (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6492869B2 (ja) * 2015-03-30 2019-04-03 新日鐵住金株式会社 溶接性と加工性に優れた高強度冷延鋼板とその製造方法
KR102246531B1 (ko) * 2015-05-20 2021-04-30 에이케이 스틸 프로퍼티즈 인코포레이티드 저합금 제3세대 초고강도 강
JP6620431B2 (ja) * 2015-06-04 2019-12-18 日本製鉄株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN108779536B (zh) * 2016-04-19 2020-06-30 杰富意钢铁株式会社 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
JP6210183B1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
MX2019001148A (es) 2016-08-10 2019-06-10 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
JP6372633B1 (ja) * 2016-11-16 2018-08-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3543365B1 (en) * 2016-11-16 2021-01-20 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
JP6705560B2 (ja) * 2018-03-30 2020-06-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019188643A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019188642A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2019194201A1 (ja) * 2018-04-02 2019-10-10 日本製鉄株式会社 金属板、金属板の製造方法、金属板の成形品の製造方法および金属板の成形品
JP6760543B1 (ja) * 2018-10-17 2020-09-23 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
WO2020121417A1 (ja) * 2018-12-11 2020-06-18 日本製鉄株式会社 成形性、靱性、及び、溶接性に優れた高強度鋼板、及び、その製造方法
US20220186334A1 (en) * 2019-02-25 2022-06-16 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for manufacturing the same
CN113597473B (zh) * 2019-04-11 2022-11-01 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
KR102275916B1 (ko) * 2019-12-09 2021-07-13 현대제철 주식회사 초고강도 및 고성형성을 갖는 합금화 용융아연도금강판 및 이의 제조방법
CN113737108A (zh) 2020-05-27 2021-12-03 宝山钢铁股份有限公司 一种耐延迟开裂的电镀锌超强双相钢及其制造方法
EP4227430A4 (en) * 2020-10-12 2024-03-27 Nippon Steel Corporation HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
CN103502496A (zh) * 2011-04-25 2014-01-08 杰富意钢铁株式会社 加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103890202A (zh) * 2011-10-24 2014-06-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU2002309283B2 (en) * 2001-06-15 2005-04-14 Nippon Steel Corporation High-strength Alloyed Aluminum-system Plated Steel Sheet and High-strength Automotive Part Excellent in Heat Resistance and After-painting Corrosion Resistance
JP4959418B2 (ja) * 2006-09-28 2012-06-20 新日本製鐵株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8435363B2 (en) * 2007-10-10 2013-05-07 Nucor Corporation Complex metallographic structured high strength steel and manufacturing same
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4737319B2 (ja) * 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5703608B2 (ja) * 2009-07-30 2015-04-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP2530179B1 (en) * 2010-01-26 2018-11-14 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, and process for production thereof
JP5434960B2 (ja) * 2010-05-31 2014-03-05 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US9512499B2 (en) * 2010-10-22 2016-12-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
UA112771C2 (uk) * 2011-05-10 2016-10-25 Арселормітталь Інвестігасьон І Десароло Сл Сталевий лист з високою механічною міцністю, пластичністю і формованістю, спосіб виготовлення та застосування таких листів
JP5648597B2 (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
BR112014007496B1 (pt) * 2011-09-30 2019-02-12 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de aço galvanizada por imersão a quente de alta resistência e chapa de aço galvanizada por imersão a quente ligada de alta resistência e método para sua produção
RU2585889C2 (ru) 2011-09-30 2016-06-10 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный горячеоцинкованный стальной лист, имеющий превосходное сопротивление замедленному разрушению, и способ его изготовления
JP5541263B2 (ja) * 2011-11-04 2014-07-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP5348268B2 (ja) * 2012-03-07 2013-11-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5829977B2 (ja) * 2012-06-05 2015-12-09 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150029736A (ko) * 2012-07-31 2015-03-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 성형성 및 형상 동결성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판, 그리고 그의 제조 방법
KR101827188B1 (ko) * 2013-09-10 2018-02-07 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 열간 프레스용 강판 및 프레스 성형품, 및 프레스 성형품의 제조 방법

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
CN103502496A (zh) * 2011-04-25 2014-01-08 杰富意钢铁株式会社 加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103890202A (zh) * 2011-10-24 2014-06-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
WO2016067623A8 (ja) 2017-03-02
EP3214199B1 (en) 2019-06-12
US20180127846A9 (en) 2018-05-10
KR20170067850A (ko) 2017-06-16
EP3214199A4 (en) 2017-12-06
EP3214199A1 (en) 2017-09-06
WO2016067623A1 (ja) 2016-05-06
KR101913053B1 (ko) 2018-10-29
CN107148486A (zh) 2017-09-08
US20170306435A1 (en) 2017-10-26
JP6179674B2 (ja) 2017-08-16
MX2017005567A (es) 2017-06-23
JPWO2016067623A1 (ja) 2017-04-27

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN107148486B (zh) 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法
CN107075643B (zh) 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法
CN107075644B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN107075642B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106574342B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN106574319B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106574318B (zh) 高强度钢板及其制造方法
KR101985123B1 (ko) 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법
CN106574340B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN106574341B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN107075627B (zh) 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
CN109072380B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
CN109963958B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106103774B (zh) 延性、延伸凸缘性和焊接性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
CN110291217A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN106103775B (zh) 延性、延伸凸缘性和焊接性优异的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板、以及高强度合金化热浸镀锌钢板
CN108779536A (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
CN114585766B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN108713066A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109937265B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109072375A (zh) 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
CN114585765B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114585761A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109837459A (zh) 高强度钢带的制造方法
CN114585758A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant