CN110291217B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

高强度钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN110291217B
CN110291217B CN201880011403.2A CN201880011403A CN110291217B CN 110291217 B CN110291217 B CN 110291217B CN 201880011403 A CN201880011403 A CN 201880011403A CN 110291217 B CN110291217 B CN 110291217B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
temperature
steel sheet
area ratio
martensite
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
CN201880011403.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN110291217A (zh
Inventor
南秀和
小林崇
金子真次郎
田中裕二
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 Steel Corp
Original Assignee
JFE Steel 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 JFE Steel Corp filed Critical JFE Steel Corp
Publication of CN110291217A publication Critical patent/CN110291217A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN110291217B publication Critical patent/CN110291217B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following 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
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—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
    • 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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent
    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/52—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with cobalt
    • 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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/60—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
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • 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
    • C21D2211/008—Martensite

Landscapes

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

Abstract

提供高强度钢板及其制造方法。高强度钢板含有规定的成分组成，余量由Fe和不可避免的杂质构成。钢组织中，铁素体以面积率计为20.0％以上且60.0％以下，由贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体构成的硬质相以面积率的合计计为40.0％以上且80.0％以下，贝氏体铁素体相对于硬质相整体以面积率计为35.0％以上且55.0％以下，回火马氏体相对于硬质相整体以面积率计为20.0％以上且40.0％以下，淬火马氏体相对于硬质相整体以面积率计为3.0％以上且15.0％以下，残余奥氏体相对于硬质相整体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，残余奥氏体中的C量以质量％计为0.6％以上，回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比为0.2以上且小于1.0。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明主要涉及适合于汽车的结构构件的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，由于环境问题的加剧，CO2排放限制变得严格，在汽车领域，以提高燃料效率为目的的车身的轻量化成为课题。为此，在汽车部件中应用高强度钢板而带来的薄壁化正在推进，特别是以拉伸强度(TS)计为980MPa以上的高强度钢板的应用正在推进。
对于用于汽车的结构用构件、增强用构件的高强度钢板，要求加工性优良。特别是对于用于具有复杂形状的部件的高强度钢板，不仅要求延展性(以下有时也称为伸长率)或拉伸凸缘性(以下有时也称为扩孔性)这样的特性优良，而且要求延展性和拉伸凸缘性这两者都优良。
此外，对于结构用构件、增强用构件等汽车用部件，要求优良的碰撞吸收能特性。为了提高汽车用部件的碰撞吸收能特性，控制作为原材料的钢板的屈服比(YR＝YS/TS)是有效的。通过控制高强度钢板的屈服比(YR)，能够抑制钢板成形后的回弹，并且能够使碰撞时的碰撞吸收能升高。
对于这些要求，例如，在专利文献1中公开了一种高屈服比高强度冷轧钢板，其具有以质量％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％、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢组成，具有铁素体的体积百分率为20～50％、残余奥氏体的体积百分率为7～20％、马氏体的体积百分率为1～8％、余量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，贝氏体和回火马氏体组合而成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百分率(V1)和回火马氏体的体积百分率(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。
0.60≤V2/V1≤0.85···(1)
在专利文献2中公开了一种加工性优良的高强度热镀锌钢板，其以质量％计含有C：0.05～0.3％、Si：0.01～2.5％、Mn：0.5～3.5％、P：0.003～0.100％、S：0.02％以下、Al：0.010～1.5％、Si与Al的添加量的合计为0.5～2.5％、余量由铁和不可避免的杂质构成，组织具有以面积率计为20％以上的铁素体相、10％以下(包括0％)的马氏体相和10％以上且60％以下的回火马氏体相，具有以体积百分率计为3％以上且10％以下的残余奥氏体相，并且，残余奥氏体相的平均结晶粒径为2.0μm以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5888471号公报
专利文献2：日本专利第5369663号公报
发明内容
发明所要解决的问题
但是，对于专利文献1记载的高强度钢板而言，虽然公开了加工性中的尤其是伸长率、拉伸凸缘性优良，但屈服比高达76％以上。另外，对于专利文献2记载的高强度钢板而言，如表1～3所公开的那样，如果拉伸强度为980MPa以上、并且确保充分的延展性和拉伸凸缘性，则需要含有Nb、Ca等。
鉴于上述情况，本发明的目的在于提供具有980MPa以上的拉伸强度(TS)、55～75％的屈服比(YR)、并且不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良的高强度钢板及其制造方法。
用于解决问题的方法
为了解决上述问题，本发明人为了得到具有980MPa以上的TS、55～75％的YR、并且不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良的高强度钢板及其制造方法，反复进行了深入研究，结果发现了以下内容。
发现：(1)通过使铁素体以面积率计为20.0～60.0％而使残余奥氏体微细分散，并且控制残余奥氏体中的C量，延展性提高；(2)通过有效利用具有铁素体与淬火马氏体之间的硬度的回火马氏体，并且适当地控制回火马氏体和淬火马氏体中的C量，拉伸凸缘性提高。
本发明是基于上述见解而完成的，其主旨如下。
[1]一种高强度钢板，其中，成分组成以质量％计含有C：0.12％以上且0.28％以下、Si：0.80％以上且2.20％以下、Mn：1.50％以上且3.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，钢组织中，铁素体以面积率计为20.0％以上且60.0％以下，由贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体构成的硬质相以面积率的合计计为40.0％以上且80.0％以下，贝氏体铁素体相对于上述硬质相整体以面积率计为35.0％以上且55.0％以下，回火马氏体相对于上述硬质相整体以面积率计为20.0％以上且40.0％以下，淬火马氏体相对于上述硬质相整体以面积率计为3.0％以上且15.0％以下，残余奥氏体相对于上述硬质相整体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，上述残余奥氏体中的C量以质量％计为0.6％以上，上述回火马氏体中的C量相对于上述淬火马氏体中的C量之比为0.2以上且小于1.0，上述高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上，屈服比(YR)为55～75％，拉伸强度(TS)与总伸长率(El)的积(TS×El)为23500MPa·％以上，拉伸强度(TS)与扩孔率(λ)的积(TS×λ)为24500MPa·％以上。
[2]如[1]所述的高强度钢板，其中，上述钢组织中，上述残余奥氏体的平均结晶粒径为0.2μm以上且5.0μm以下。
[3]如[1]或[2]所述的高强度钢板，其中，在上述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种。
[4]如[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
[5]一种高强度钢板的制造方法，其是[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，对钢原材进行加热，接着，进行使精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，接着，进行冷轧，接着，进行如下退火：将由(1)式定义的温度设为Ta温度(℃)、将由(2)式定义的温度设为Tb温度(℃)时，在720℃以上且Ta温度以下的加热温度下保温10秒以上后，在使该加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下冷却至(Tb温度-100℃)以上且Tb温度以下的冷却停止温度，然后，再加热至A以上且560℃以下的再加热温度(A为满足350℃≤A≤450℃的任意温度(℃))，然后，在350℃以上且450℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上。
Ta温度(℃)＝946-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]···(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
Tb温度(℃)＝435-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]···(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
[6]如[5]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述卷取后，进行在450℃以上且650℃以下的热处理温度范围内保持900秒以上的热处理。
[7]如[5]或[6]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火后，实施镀覆处理。
需要说明的是，在本发明中，高强度钢板是指拉伸强度(TS)为980MPa以上的钢板，包括冷轧钢板、对冷轧钢板实施镀覆处理、合金化镀覆处理等表面处理后的钢板。另外，在本发明中，作为屈服应力(YS)的控制性的指标的屈服比(YR)的值为55％以上且75％以下。需要说明的是，YR通过下述(3)式求出。
YR＝YS/TS····(3)
另外，在本发明中，延展性、即El(总伸长率)优良是指TS×El的值为23500MPa·％以上。另外，在本发明中，拉伸凸缘性优良是指使用作为拉伸凸缘性的指标的极限扩孔率(以下有时也称为扩孔率)(λ)的值的TS×λ的值为24500MPa·％以上。
发明效果
根据本发明，可以有效地得到具有980MPa以上的拉伸强度(TS)、55～75％的屈服比(YR)、并且不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良的高强度钢板。并且，通过将利用本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，大大有助于由汽车的车身轻量化带来的燃料效率提高，产业上的利用价值极大。
具体实施方式
以下，对本发明详细地进行说明。
首先，对本发明的高强度钢板的成分组成和其限定理由进行说明。需要说明的是，在以下的说明中，只要没有特别说明，表示钢的成分组成的％是指“质量％”。
C：0.12％以上且0.28％以下
C是钢的重要的基本成分之一。特别是在本发明中，C是影响退火后的贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的各百分率(面积率)的重要元素。另外，所得到的钢板的强度(TS、YS)、延展性和扩孔性这样的机械特性受到该贝氏体铁素体、回火马氏体和淬火马氏体的百分率(面积率)的很大影响。特别是延展性受到铁素体和残余奥氏体的百分率(面积率)、残余奥氏体中的C量的很大影响。另外，YR和λ受到回火马氏体与淬火马氏体中的C量之比的很大影响。C含量小于0.12％时，残余奥氏体的百分率减少，钢板的延展性降低。另外，回火马氏体和淬火马氏体中的C量减少，因此，硬质相发生软质化，TS降低。另一方面，C含量超过0.28％时，回火马氏体和淬火马氏体中的C量增加，因此，TS升高。但是，淬火马氏体的百分率增加，伸长率和拉伸凸缘性降低。因此，C含量设定为0.12％以上且0.28％以下。优选设定为0.15％以上。优选设定为0.25％以下。更优选设定为0.16％以上。更优选设定为0.24％以下。
Si：0.80％以上且2.20％以下
Si对于通过抑制碳化物的生成、促进残余奥氏体的生成而使钢板的延展性提高而言是重要的元素。另外，Si对于抑制因残余奥氏体的分解引起的碳化物的生成而言也是有效的。此外，Si在铁素体中具有高的固溶强化能，有助于钢的强度提高，固溶于铁素体中的Si具有使加工硬化能力提高、提高铁素体本身的延展性的效果。Si含量小于0.80％时，不能确保期望的残余奥氏体的面积率，钢板的延展性降低。另外，不能有效利用Si的固溶强化，TS降低。此外，回火马氏体的面积率增加，淬火马氏体的面积率减少，屈服比(YR)增加。另一方面，Si含量超过2.20％时，退火时的冷却中铁素体生长，铁素体的面积率增大。其结果是，淬火马氏体的硬度增大，因此，YR减小，同时扩孔率(λ)减小。因此，Si含量设定为0.80％以上且2.20％以下。优选设定为1.00％以上。优选设定为2.00％以下。更优选设定为1.10％以上。更优选设定为1.80％以下。
Mn：1.50％以上且3.00％以下
Mn用于确保钢板的强度是有效的。另外，Mn使淬透性提高，因此，抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成，使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。Mn含量小于1.50％时，在退火时的冷却过程中生成贝氏体，YR升高，同时延展性降低。另一方面，Mn含量超过3.00％时，冷却中的铁素体相变被抑制，退火后的硬质相的面积率增大，因此，TS增加，同时YR和总伸长率(El)减小。因此，Mn含量设定为1.50％以上且3.00％以下。优选设定为1.60％以上。优选设定为2.90％以下。更优选设定为1.70％以上。更优选设定为2.80％以下。
P：0.001％以上且0.100％以下
P具有固溶强化的作用，是根据期望的强度可以含有的元素。为了得到这样的效果，需要使P含量为0.001％以上。另一方面，P含量超过0.100％时，在奥氏体晶界发生偏析而使晶界脆化，因此，局部伸长率降低，总伸长率降低。另外，拉伸凸缘性也降低。进而导致焊接性的劣化。此外，对热镀锌层进行合金化处理的情况下，使合金化速度大幅延迟而损害镀层的品质。因此，P含量设定为0.001％以上且0.100％以下。优选设定为0.005％以上。优选设定为0.050％以下。
S：0.0200％以下
S在晶界发生偏析而在热轧时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，S含量需要设定为0.0200％以下。需要说明的是，S含量的下限没有特别限定，从生产技术上的制约出发，S含量通常优选为0.0001％以上。因此，S含量设定为0.0200％以下。优选设定为0.0001％以上。优选设定为0.0100％以下。更优选设定为0.0003％以上。更优选设定为0.0050％以下。
Al：0.010％以上且1.000％以下
Al是能够抑制退火时的冷却工序中的碳化物的生成、促进马氏体的生成的元素，用于确保钢板的强度是有效的。为了得到这样的效果，需要使Al含量为0.010％以上。另一方面，Al含量超过1.000％时，钢板中的夹杂物增多，局部变形能力降低，延展性降低。因此，Al含量设定为0.010％以上且1.000％以下。优选设定为0.020％以上。优选设定为0.500％以下。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N与Al结合而形成AlN。另外，含有B的情况下，N与B结合而形成BN。N的含量多时，生成大量粗大的氮化物，局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，在本发明中，N含量设定为0.0100％以下。另一方面，从生产技术上的制约出发，N含量需要设定为0.0005％以上。因此，N含量设定为0.0005％以上且0.0100％以下。优选设定为0.0010％以上。优选设定为0.0070％以下。更优选设定为0.0015％以上。更优选设定为0.0050％以下。
余量为铁(Fe)和不可避免的杂质。但是，在不损害本发明效果的范围内，并不拒绝含有0.0100％以下的O(氧)。
通过以上的必须元素，本发明的钢板可以得到目标特性，但是，除了上述必须元素以外也可以根据需要含有下述元素。
选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种
Ti、Nb、V在热轧时或退火时形成微细的碳化物、氮化物或碳氮化物，由此使钢板的强度升高。为了得到这样的效果，Ti、Nb、V的含量需要分别设定为0.001％以上。另一方面，Ti、Nb、V的含量分别超过0.100％时，在作为母相的铁素体、回火马氏体和淬火马氏体的亚组织或原奥氏体晶界析出大量粗大的碳化物、氮化物或碳氮化物，局部变形能力降低，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ti、Nb、V的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.100％以下。更优选分别设定为0.005％以上。更优选分别设定为0.050％以下。
B是能够在不使马氏体相变起始温度降低的情况下使淬透性提高的元素。另外，B是能够抑制退火时的冷却过程中的珠光体、贝氏体的生成，能够使从奥氏体向马氏体的相变变得容易。为了得到这样的效果，B含量需要设定为0.0001％以上。另一方面，B含量超过0.0100％时，在热轧中在钢板内部产生裂纹，因此，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有B的情况下，其含量优选设定为0.0001％以上且0.0100％以下。更优选设定为0.0003％以上。更优选设定为0.0050％以下。进一步优选设定为0.0005％以上。进一步优选设定为0.0030％以下。
Mo是能够使淬透性提高的元素。另外，对于生成回火马氏体和淬火马氏体而言是有效的元素。这样的效果可以通过使Mo含量为0.01％以上而得到。另一方面，即使Mo含量含有超过0.50％也难以得到进一步的效果。而且，引起夹杂物等的增加而导致在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。因此，含有Mo的情况下，其含量优选设定为0.01％以上且0.50％以下。更优选设定为0.02％以上。更优选设定为0.35％以下。进一步优选设定为0.03％以上。进一步优选设定为0.25％以下。
Cr、Cu不仅具有作为固溶强化元素的作用，而且在退火时的冷却过程中、在针对冷轧钢板的加热和冷却处理时的冷却过程中，使奥氏体稳定，使回火马氏体和淬火马氏体的生成变得容易。为了得到这样的效果，Cr、Cu的含量需要分别设定为0.01％以上。另一方面，Cr、Cu的含量分别超过1.00％时，有可能在热轧中产生表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Cr、Cu的情况下，其含量优选分别设定为0.01％以上且1.00％以下。更优选分别设定为0.05％以上。更优选分别设定为0.80％以下。
Ni是通过固溶强化和相变强化而有助于高强度化的元素。为了得到该效果，Ni需要含有0.01％以上。另一方面，过量含有Ni时，有可能在热轧中引起表层裂纹，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ni的情况下，其含量优选设定为0.01％以上且0.50％以下。更优选设定为0.05％以上。更优选设定为0.40％以下。
As是对于耐腐蚀性提高而言有效的元素。为了得到该效果，需要含有0.001％以上。另一方面，过量含有As的情况下，促进红热脆性，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有As的情况下，其含量优选设定为0.001％以上且0.500％以下。更优选设定为0.003％以上。更优选设定为0.300％以下。
从抑制因钢板表面的氮化、氧化而产生的、在板厚方向上距钢板表面约几十μm的区域中的脱碳的观点出发，Sb、Sn可以根据需要而含有。如果抑制这样的氮化、氧化，则对于防止钢板表面的马氏体的生成量减少而确保钢板的强度而言是有效的。为了得到该效果，Sb、Sn的含量需要分别设定为0.001％以上。另一方面，Sb、Sn分别超过0.200％而过量含有时，导致延展性的降低。因此，含有Sb、Sn的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.200％以下。更优选分别设定为0.002％以上。更优选分别设定为0.150％以下。
与Ti、Nb同样，Ta也是生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化的元素。除此以外，Ta还具有如下效果：一部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，显著抑制析出物的粗大化，使对由析出强化带来的钢板的强度提高的贡献率稳定。因此，优选根据需要含有Ta。上述析出物稳定化的效果可以通过使Ta含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量地含有Ta，析出物稳定化的效果也饱和，而且引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ta的情况下，其含量优选设定为0.001％以上且0.100％以下。更优选设定为0.002％以上。更优选设定为0.080％以下。
Ca、Mg是用于脱氧的元素，并且是用于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对延展性、特别是局部延展性的不良影响的有效元素。为了得到这些效果，Ca、Mg的含量需要分别含有0.0001％以上。另一方面，Ca、Mg分别含有超过0.0200％时，引起夹杂物等的增加而在钢板的表面、内部产生缺陷等，延展性大幅降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Ca、Mg的情况下，其含量优选分别设定为0.0001％以上且0.0200％以下。更优选分别设定为0.0002％以上。更优选分别设定为0.0100％以下。
Zn、Co、Zr均是用于使硫化物的形状球状化而改善硫化物对局部延展性和拉伸凸缘性的不良影响的有效元素。为了得到该效果，Zn、Co、Zr的含量需要分别含有0.001％以上。另一方面，Zn、Co、Zr分别含有超过0.020％时，夹杂物等增加，在钢板的表面、内部产生缺陷等，因此，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有Zn、Co、Zr的情况下，其含量优选分别设定为0.001％以上且0.020％以下。更优选分别设定为0.002％以上。更优选分别设定为0.015％以下。
REM是对于高强度化和耐腐蚀性的提高而言有效的元素。为了得到该效果，需要使REM的含量为0.0001％以上。但是，REM的含量超过0.0200％时，夹杂物等增加，在钢板的表面、内部产生缺陷等，因此，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，含有REM的情况下，其含量优选设定为0.0001％以上且0.0200％以下。更优选设定为0.0005％以上。更优选设定为0.0150％以下。
接着，对作为本发明的高强度钢板的重要要件的钢组织进行说明。需要说明的是，以下的面积率设定为相对于钢板组织整体的面积率。
铁素体的面积率：20.0％以上且60.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了确保在本发明中作为目标的期望的强度、并且提高延展性，将铁素体控制为规定量是有效的。铁素体的面积率小于20.0％时，后述的硬质相的面积率增加，因此，YR升高，同时延展性降低。另一方面，铁素体的面积率超过60.0％时，YR降低，而且扩孔性降低。另外，残余奥氏体的面积率减少，因此，延展性降低。因此，铁素体的面积率设定为20.0％以上且60.0％以下。优选设定为23.0％以上。优选设定为55.0％以下。更优选设定为25.0％以上。更优选设定为50.0％以下。需要说明的是，铁素体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
硬质相的面积率：40.0％以上且80.0％以下
本发明中的硬质相由贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体、残余奥氏体构成。构成硬质相的各组织的面积率的合计小于40.0％时，YR降低，而且扩孔性降低。另外，残余奥氏体的面积率减少，因此，延展性降低。另一方面，构成硬质相的各组织的面积率的合计超过80.0％时，YR升高，同时延展性降低。因此，硬质相的面积率设定为40.0％以上且80.0％以下。优选设定为45.0％以上。优选设定为75.0％以下。更优选设定为49.0％以上。更优选设定为73.0％以下。
需要说明的是，在本发明中，将贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体、残余奥氏体的各面积率相对于硬质相整体设定为后述范围很重要。
贝氏体铁素体相对于硬质相整体的面积率：35.0％以上且55.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。首先，对贝氏体铁素体进行说明。贝氏体由贝氏体铁素体和碳化物构成。以生成温度范围对贝氏体进行区分而得到的上贝氏体和下贝氏体，可通过贝氏体铁素体中的规则排列的细的碳化物的有无来进行区分。本发明的贝氏体铁素体是指构成上贝氏体的贝氏体铁素体。上贝氏体中，生成板条状的贝氏体铁素体时，在贝氏体铁素体与贝氏体铁素体之间生成残余奥氏体和/或碳化物。因此，为了得到有助于提高延展性的残余奥氏体，使贝氏体铁素体相对于硬质相整体的面积率增加是必要的。另外，贝氏体铁素体生成时，可以使C富集在未相变奥氏体中，因此，有助于退火后的残余奥氏体中的C量的增加。贝氏体铁素体相对于硬质相整体的面积率小于35.0％时，残余奥氏体的面积率减少，因此，延展性降低。另一方面，贝氏体铁素体相对于硬质相整体的面积率超过55.0％时，硬质相中的C浓度降低，硬质相的硬度降低，因此，TS降低。因此，贝氏体铁素体相对于硬质相整体的面积率设定为35.0％以上且55.0％以下。优选设定为36.0％以上且50.0％以下。需要说明的是，贝氏体铁素体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
回火马氏体相对于硬质相整体的面积率：20.0％以上且40.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。通过生成回火马氏体，能够在确保期望的强度的同时确保期望的扩孔性。回火马氏体相对于硬质相整体的面积率小于20.0％时，淬火马氏体的面积率增加，YR降低，同时，扩孔性降低。另一方面，回火马氏体相对于硬质相整体的面积率超过40.0％时，YR增加，而另一方面，残余奥氏体的面积率减少，因此，延展性降低。因此，回火马氏体相对于硬质相整体的面积率设定为20.0％以上且40.0％以下。优选设定为25.0％以上且39.0％以下。需要说明的是，回火马氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
淬火马氏体相对于硬质相整体的面积率：3.0％以上且15.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。通过生成淬火马氏体，能够控制YR。为了得到该效果，需要使淬火马氏体的面积率为3.0％以上。淬火马氏体相对于硬质相整体的面积率小于3.0％时，回火马氏体的百分率增加，因此，YR增加。另一方面，淬火马氏体相对于硬质相整体的面积率超过15.0％时，残余奥氏体的面积率减少，延展性降低。另外，拉伸凸缘性也降低。因此，淬火马氏体相对于硬质相整体的面积率设定为3.0％以上且15.0％以下。优选设定为3.0％以上且12.0％以下。需要说明的是，淬火马氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
残余奥氏体相对于硬质相整体的面积率：5.0％以上且20.0％以下
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了确保良好的强度与延展性的平衡，需要使残余奥氏体的面积率为5.0％以上。另一方面，残余奥氏体的体积百分率超过20.0％时，残余奥氏体的粒径增大，因此，冲裁性降低，扩孔性降低。因此，残余奥氏体相对于硬质相整体的面积率设定为5.0％以上且20.0％以下。优选设定为7.0％以上。优选设定为18.0％以下。更优选设定为16.0％以下。需要说明的是，残余奥氏体的面积率可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
残余奥氏体的平均结晶粒径：0.2μm以上且5.0μm以下(优选条件)
能够确保良好的延展性以及强度(TS)与延展性的平衡的残余奥氏体在冲裁加工时相变为马氏体，由此，在与铁素体的界面产生裂纹，扩孔性降低。该问题通过使残余奥氏体的平均结晶粒径减小至5.0μm以下而能够改善。另外，残余奥氏体的平均结晶粒径超过5.0μm时，在拉伸变形时的加工硬化初期的时刻，残余奥氏体发生马氏体相变，延展性降低。另一方面，残余奥氏体的平均结晶粒径小于0.2μm时，即使在拉伸变形时的加工硬化后期的时刻，残余奥氏体也不发生马氏体相变，因此，对延展性的贡献小，难以确保期望的El。因此，残余奥氏体的平均结晶粒径优选为0.2μm以上且5.0μm以下。更优选设定为0.3μm以上。更优选设定为2.0μm以下。需要说明的是，残余奥氏体的平均结晶粒径可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
残余奥氏体中的C量：0.6质量％以上
在本发明中是极其重要的发明构成要件。为了确保良好的强度与延展性的平衡，需要使残余奥氏体中的C量为0.6质量％以上。在此，残余奥氏体中的C量小于0.6质量％时，在拉伸变形时的加工硬化初期的时刻，残余奥氏体发生马氏体相变，延展性降低。需要说明的是，残余奥氏体中的C量的上限没有特别限定，残余奥氏体中的C量超过1.5质量％时，有可能冲裁性降低、扩孔性降低。另外，即使在拉伸变形时的加工硬化后期的阶段，残余奥氏体也不发生马氏体相变，因此，对延展性的贡献小，难以确保期望的El。因此，残余奥氏体中的C量设定为0.6质量％以上。优选设定为0.6质量％以上且1.5质量％以下。需要说明的是，残余奥氏体中的C量可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比：0.2以上且小于1.0
在本发明中是极其重要的发明构成要件。淬火马氏体和回火马氏体中的C量与各组织的硬度差有关。即，通过适当地控制回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比，能够在确保期望的YR的同时提高扩孔性。在此，回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比小于0.2时，淬火马氏体与回火马氏体的硬度差增大，因此，扩孔性降低。而且，YR降低。另一方面，回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比为1.0以上时，回火马氏体的硬度与淬火马氏体的硬度变为同等，因此，不存在具有铁素体与淬火马氏体之间的硬度的相，扩孔性降低。因此，回火马氏体中的C量相对于淬火马氏体中的C量之比设定为0.2以上且小于1.0。优选设定为0.2以上且0.9以下。需要说明的是，淬火马氏体中的C量和回火马氏体中的C量可以通过后述的实施例记载的方法进行测定。
需要说明的是，在依照本发明的钢组织中，除了上述铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体以外，如果珠光体、渗碳体等碳化物或作为其它钢板组织公知的组织以它们的总面积率计为3.0％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明效果。
接着，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板如下得到：对具有上述成分组成的钢原材进行加热，接着，进行使精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，接着，进行冷轧，接着，进行如下退火：将后述的由(1)式定义的温度设为Ta温度(℃)、将由(2)式定义的温度设为Tb温度(℃)时，在720℃以上且Ta温度以下的加热温度下保温(以下也称为保持)10秒以上后，在使该加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下冷却至(Tb温度-100℃)以上且Tb温度以下的冷却停止温度，再加热至A以上且560℃以下的再加热温度(A为满足350℃≤A≤450℃的任意温度(℃))，在350℃以上且450℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上，由此得到本发明的高强度钢板。进而，在上述卷取后，可以进行在450℃以上且650℃以下的热处理温度范围内保持900秒以上的热处理。可以对通过以上得到的高强度钢板实施镀覆处理。
以下，详细地进行说明。需要说明的是，在说明中，关于温度的“℃”标示是指钢板的表面温度。在本发明中，高强度钢板的板厚没有特别限定，通常适合于0.3mm以上且2.8mm以下的高强度钢板。
在本发明中，钢原材(钢坯)的熔炼方法没有特别限定，转炉、电炉等公知的熔炼方法均适合。铸造方法也没有特别限定，连铸法是适合的。需要说明的是，为了防止宏观偏析，钢坯(钢坯)优选通过连铸法来制造，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，制造出钢坯后，除了暂时冷却至室温然后再次进行加热的现有方法以外，也可以没有问题地应用不冷却至室温而在温片的状态下装入加热炉中或者略微进行保温后立即进行轧制的直送轧制/直接轧制等节能工艺。需要说明的是，对钢坯进行热轧时，可以在加热炉中将钢坯再加热至1100℃以上且1300℃以下后进行热轧，也可以在1100℃以上且1300℃以下的加热炉中进行短时间加热后供于热轧。需要说明的是，钢坯在通常的条件下通过粗轧被制成薄板坯，在降低加热温度的情况下，从防止热轧时的故障的观点出发，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
对如上得到的钢原材(钢坯)实施热轧。热轧可以是基于粗轧和精轧的轧制，也可以为省略粗轧而只有精轧的轧制。在该热轧中，控制精轧的最终道次的压下率和精轧出口侧温度很重要。
[精轧的最终道次的压下率：5％以上且15％以下]
在本发明中，通过控制精轧的最终道次的压下率，能够适当地控制铁素体的平均结晶粒径、马氏体的平均尺寸和织构，因此非常重要。精轧的最终道次的压下率小于5％时，热轧时的铁素体的结晶粒径粗大化。其结果是，退火后的铁素体的面积率增大、即硬质相的面积率减少，淬火马氏体的面积率增大，因此，延展性降低。另一方面，精轧的最终道次的压下率超过15％时，热轧时的铁素体的结晶粒径微细化，由于对该热轧钢板进行冷轧，退火时的奥氏体的成核位点增大。其结果是，铁素体的面积率的减少，硬质相的面积率增大，因此，TS升高，同时延展性降低。因此，精轧的最终道次的压下率设定为5％以上且15％以下。优选设定为6％以上。优选设定为14％以下。
[精轧出口侧温度：800℃以上且1000℃以下]
加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧，制成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，热轧组织变得粗大，退火后的铁素体的面积率增大、即硬质相的百分率减少，淬火马氏体的百分率增大，因此，延展性降低。另外，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糙，酸洗、冷轧后的钢板的表面品质劣化。另外，酸洗后一部分中存在热轧氧化皮的残留物等时，对延展性和扩孔性带来不良影响。另一方面，精轧出口侧温度低于800℃时，轧制载荷增大，轧制负荷增大。另外，奥氏体的未再结晶状态下的压下率升高，热轧时的铁素体的结晶粒径微细化，由于对该热轧钢板进行冷轧，退火时的奥氏体的成核位点增大。其结果是，铁素体的面积率减少，硬质相的面积率增大，因此，TS和YR升高，同时延展性降低。另外，扩孔性降低。因此，热轧的精轧出口侧温度设定为800℃以上且1000℃以下。优选设定为820℃以上。优选设定为950℃以下。更优选设定为850℃以上。更优选设定为950℃以下。
[卷取温度：600℃以下]
热轧后的卷取温度超过600℃时，热轧板(热轧钢板)的钢组织变为铁素体和珠光体，退火中的奥氏体的逆相变优先从珠光体发生。因此，退火后的残余奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，延展性降低。另外，冲裁性降低，扩孔性降低。需要说明的是，卷取温度的下限没有特别限定，热轧后的卷取温度低于300℃时，热轧后的钢组织变为马氏体单相，因此，由于对该热轧板进行冷轧，退火时的奥氏体的成核位点增大。其结果是，铁素体的面积率减少，硬质相的面积率增大，因此，有可能TS和YR升高、同时延展性降低、扩孔性降低。另外，有可能热轧钢板的强度升高、冷轧中的轧制负荷增大、生产率降低。另外，对以马氏体为主体的硬质的热轧钢板实施冷轧时，容易产生沿着马氏体的原奥氏体晶界的微小的内部裂纹(脆性裂纹)，最终退火板的延展性和拉伸凸缘性有可能降低。因此，卷取温度设定为600℃以下。优选设定为300℃以上。优选设定为570℃以下。
需要说明的是，热轧时可以使粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，也可以对粗轧板暂时进行卷取。另外，为了减小热轧时的轧制载荷，可以使精轧的一部分或全部为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点出发，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，进行润滑轧制的情况下，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下的范围。
可以对这样制造的热轧钢板进行酸洗。酸洗的方法没有特别限定。例如，可以列举盐酸酸洗、硫酸酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于用于确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是有效的。需要说明的是，进行酸洗的情况下，酸洗可以进行一次，也可以分成多次进行。
对如上得到的热轧后的酸洗处理板进行冷轧。实施冷轧时，可以在热轧后酸洗处理板的状态下实施冷轧，也可以在实施热处理后实施冷轧。需要说明的是，热处理可以在下述条件下进行。
[热轧钢板的酸洗处理后的热处理：在450℃以上且650℃以下的热处理温度范围内保持900秒以上](优选条件)
热处理温度范围低于450℃或热处理温度范围内的保持时间小于900秒的情况下，热轧后的回火变得不充分，因此，之后的冷轧中的轧制负荷增大，有可能无法轧制至期望的板厚。另外，由于回火在组织内不均匀地发生，因此，在冷轧后的退火奥氏体的逆相变不均匀地发生。因此，退火后的残余奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，延展性降低。另一方面，热处理温度范围超过650℃的情况下，形成铁素体和马氏体或珠光体的不均匀组织，在冷轧后的退火中奥氏体的逆相变不均匀地发生。因此，退火后的残余奥氏体的平均结晶粒径变得粗大，延展性仍然降低。因此，热轧钢板的酸洗处理后的热处理温度范围优选设定为450℃以上且650℃以下的温度范围，该温度范围内的保持时间优选设定为900秒以上。需要说明的是，保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为36000秒以下。更优选设定为34000秒以下。
冷轧的条件没有特别限定。例如，从生产率的观点出发，冷轧中的累积压下率设定为约30％～约80％是适合的。需要说明的是，对于轧制道次的次数、各道次的压下率，只要能够得到本发明效果则没有特别限定。
对所得到的冷轧钢板进行下述退火(热处理)。
[加热温度：720℃以上且Ta温度以下]
退火工序中的加热温度低于720℃时，退火中不能确保充分的奥氏体的面积率，最终不能分别地确保期望的回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的面积率。因此，难以确保强度及确保良好的强度与延展性的平衡。另外，扩孔性降低。另一方面，退火工序中的加热温度超过Ta温度时，变为奥氏体单相的温度范围内的退火，因此，在冷却工序中不生成铁素体，TS和YR升高，而另一方面，延展性降低。因此，退火工序中的加热温度设定为720℃以上且Ta温度以下。优选设定为750℃以上且Ta温度以下。
在此，Ta温度(℃)可以通过下式算出。
Ta温度(℃)＝946-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]…(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
需要说明的是，加热温度为止的平均加热速度没有特别限定，通常优选为0.5℃/秒以上且50.0℃/秒以下。
[加热温度下的保持时间：10秒以上]
退火工序中的加热温度下的保持时间小于10秒的情况下，在奥氏体的逆相变没有充分进行的状态下进行冷却，因此，最终没有分别地确保期望的回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的面积率。因此，难以确保强度及确保良好的强度与延展性的平衡。需要说明的是，退火工序中的保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为600秒以下。因此，退火工序中的加热温度下的保持时间设定为10秒以上。优选设定为30秒以上。优选设定为600秒以下。
[加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度：10℃/秒以上]
加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度小于10℃/秒时，冷却中发生铁素体的粗大化和珠光体的生成，因此，最终无法得到期望量的微细的残余奥氏体。另外，残余奥氏体中的C量也减少，因此，难以确保良好的强度与延展性的平衡。需要说明的是，加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度的上限没有特别限定，工业上能够实现的是80℃/秒以下。因此，退火工序中的加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度设定为10℃/秒以上。优选设定为12℃/秒以上。优选设定为80℃/秒以下。更优选设定为15℃/秒以上。更优选设定为60℃/秒以下。
[冷却停止温度：(Tb温度-100℃)以上且Tb温度以下]
在本发明中是极其重要的发明构成要件。关于该冷却，通过冷却至Tb温度以下，使在再加热后的保持工序中生成的贝氏体铁素体的生成量显著增大。冷却停止温度超过Tb温度时，不能确保贝氏体铁素体和残余奥氏体量为本发明的规定量，延展性降低。另外，淬火马氏体的面积率增加，因此，YR降低，同时扩孔性降低。另一方面，冷却停止温度低于(Tb温度-100℃)时，冷却中存在的未相变奥氏体在冷却停止时刻发生全部量的马氏体相变，因此，不能确保期望的贝氏体铁素体和残余奥氏体量，延展性降低。另外，回火马氏体的面积率增加，因此，YR增加。因此，退火工序中的冷却停止温度设定为(Tb温度-100℃)以上且Tb温度以下。优选设定为(Tb温度-80℃)以上且Tb温度以下。
在此，Tb温度(℃)可以通过下式算出。
Tb温度(℃)＝435-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]…(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有时设为0。
需要说明的是，上述冷却中的从低于600℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度没有特别限定，通常为1℃/秒以上且50℃/秒以下。
[再加热温度：A以上且560℃以下(其中，A为保持温度，为满足350℃≤A≤450℃的任意温度(℃))]
在本发明中是极其重要的控制因素。通过对冷却时存在的马氏体和奥氏体进行再加热，对马氏体进行回火，并且使过饱和地固溶在马氏体中的C向奥氏体扩散，由此，能够在室温下生成稳定的奥氏体。为了得到该效果，需要将再加热温度设定为后述的保持温度以上。再加热温度低于保持温度时，C没有富集到再加热时存在的未相变奥氏体中，在之后的保持中生成贝氏体，因此，YS升高，YR增加。另一方面，再加热温度超过560℃时，奥氏体分解为珠光体，因此，未生成残余奥氏体，YR增加，延展性降低。因此，退火工序中的再加热温度设定为后述的保持温度(A)以上且560℃以下。优选设定为保持温度(A)以上且530℃以下。
需要说明的是，再加热温度为后述的保持温度(A)以上的温度。上述再加热温度优选为350～560℃。更优选设定为380℃以上。更优选设定为520℃以下。进一步优选设定为400℃以上。进一步优选设定为450℃以下。
[保持温度(A)：350℃以上且450℃以下]
在本发明中是极其重要的控制因素。退火工序中的保持工序的保持温度超过450℃时，在再加热后的保持中贝氏体相变不进行，因此，难以确保期望的贝氏体铁素体和残余奥氏体的量，延展性降低。另外，淬火马氏体的面积率增大，YR减少，同时扩孔性减少。另一方面，保持温度低于350℃时，优先生成下贝氏体，因此，不能确保期望的残余奥氏体量，延展性降低。另外，生成下贝氏体时在与铁素体的界面的铁素体侧导入可动位错，因此，YR减少。因此，退火工序中的保持工序的保持温度(A)设定为350℃以上且450℃以下。
[保持温度下的保持时间：10秒以上]
退火工序中的保持温度下的保持时间小于10秒的情况下，在再加热时存在的马氏体的回火没有充分地进行的状态下进行冷却，因此，淬火马氏体中的C量与回火马氏体中的C量之比增大。即，淬火马氏体与回火马氏体的硬度之差变为相同程度，因此，不存在具有铁素体与淬火马氏体之间的硬度的组织，扩孔性降低。另外，C向未相变的奥氏体中的扩散没有充分地进行，因此，在室温下不残留奥氏体，El减小。需要说明的是，保持温度下的保持时间的上限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为1000秒以下。因此，保持温度下的保持时间设定为10秒以上。优选设定为10秒以上且1000秒以下。更优选设定为15秒以上。更优选设定为700秒以下。
退火工序中的保持温度下保持后的冷却无需特别规定，可以通过任意的方法冷却至期望的温度。需要说明的是，从防止钢板表面的氧化的观点出发，上述期望的温度优选为约室温。该冷却的平均冷却速度优选为1～50℃/秒。
通过上述方法制造本发明的高强度钢板。
所得到的本发明的高强度钢板可以在材质不受锌系镀覆处理、镀浴的组成影响的情况下得到本发明效果。因此，可以实施后述的镀覆处理而得到镀覆钢板。
可以进一步对所得到的本发明的高强度钢板实施平整轧制(表皮光轧)。实施平整轧制的情况下，表皮光轧中的压下率超过2.0％时，钢的屈服应力升高，YR增加，因此，优选设定为2.0％以下。需要说明的是，表皮光轧中的压下率的下限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选为0.1％以上。
[镀覆处理](优选条件)
本发明的镀覆钢板的制造方法是对冷轧钢板(薄钢板)实施镀覆的方法。例如，作为镀覆处理，可以列举在热镀锌处理、热镀锌后进行合金化的处理。另外，可以利用一条生产线连续进行退火和镀锌。此外，也可以通过镀Zn-Ni合金等电镀形成镀层。另外，也可以实施热镀锌-铝-镁合金。需要说明的是，虽然以镀锌的情况为中心进行说明，但镀Zn、镀Al等镀覆金属的种类没有特别限定。
例如，实施热镀锌处理的情况下，将薄钢板浸渍在440℃以上且500℃以下的镀锌浴中实施热镀锌处理后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。低于440℃时，有时锌没有熔融。另一方面，超过500℃时，有时镀层的合金化过度地进行。热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.23质量％以下的镀锌浴。Al量小于0.10质量％时，镀覆时在镀层/钢基界面生成硬而脆的Fe-Zn合金层，因此，有时镀层密合性降低、或者产生外观不均。Al量超过0.23质量％时，镀浴浸渍后立即在镀层/钢基界面形成较厚的Fe-Al合金层，因此，有时成为形成Fe-Zn合金层的障碍，合金化温度上升，延展性降低。另外，镀层附着量优选每单面为20～80g/m2。另外，设定为双面镀覆。
另外，实施镀锌层的合金化处理的情况下，热镀锌处理后在470℃以上且600℃以下的温度范围实施镀锌层的合金化处理。低于470℃时，Zn-Fe合金化速度变得过慢，生产率受损。另一方面，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，有时TS降低。因此，进行镀锌层的合金化处理时，优选在470℃以上且600℃以下的温度范围实施合金化处理。更优选设定为470℃以上且560℃以下的温度范围。合金化热镀锌钢板(GA)优选通过实施上述合金化处理而使镀层中的Fe浓度为7～15质量％。
例如，实施电镀锌处理的情况下，优选使用室温以上且100℃以下的镀浴。每单面的镀层附着量优选为20～80g/m2。另外，设定为双面镀覆。
其它的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点出发，优选利用作为热镀锌生产线的CGL(连续热镀锌生产线，ContinuousGalvanizing Line)进行上述的退火、热镀锌、镀锌层的合金化处理等一系列处理。热镀锌后，为了调整镀层的每单位面积重量，可以进行擦拭。需要说明的是，上述条件以外的镀覆等的条件可以依照热镀锌的常规方法。
[平整轧制](优选条件)
进行平整轧制的情况下，镀覆处理后的表皮光轧中的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。表皮光轧中的压下率小于0.1％时，效果小，也难以控制，因此，将其作为良好范围的下限。另外，表皮光轧中的压下率超过2.0％时，生产率显著降低，并且，YR增加，因此，将其作为良好范围的上限。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。
实施例
以下，使用实施例对本发明的高强度钢板及其制造方法的作用和效果进行说明。需要说明的是，本发明不限定于以下实施例。
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利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成钢坯。将所得到的钢坯在1250℃下进行加热，在表2所示的条件下进行热轧后，对热轧钢板进行卷取，接着对热轧钢板实施酸洗处理，对于表2所示的No.1～18、20、21、23、25、27、28、30～35、37、39，在表2所示的条件下实施热轧板热处理。
接着，在压下率为50％的条件下进行冷轧，制成板厚为1.2mm的冷轧钢板。对所得到的冷轧钢板在表2所示的条件下实施退火处理，得到高强度冷轧钢板(CR)。需要说明的是，退火处理中，将到加热温度为止的平均加热速度设定为1～10℃/秒，将从低于600℃到冷却停止温度为止的平均冷却速度设定为5～30℃/秒，将保持温度下保持后的冷却中的冷却停止温度设定为室温，将该冷却中的平均冷却速度设定为1～10℃/秒。
进而，对一部分高强度冷轧钢板(薄钢板)(CR)实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)。关于热镀锌浴，对于GI而言使用含有0.14质量％或0.19质量％Al的锌浴，另外，对于GA而言使用含有0.14质量％Al的锌浴，浴温分别设定为470℃。另外，关于镀层附着量，对于GI而言设定为每单面72g/m2或45g/m2的双面镀覆，另外，对于GA而言设定为每单面45g/m2的双面镀覆。此外，对于GA，将镀层中的Fe浓度设定为9质量％以上且12质量％以下。对于使镀层为Zn-Ni镀层的EG而言，将镀层中的Ni含量设定为9质量％以上且25质量％以下。
需要说明的是，表1所示的Ta温度(℃)使用下述(1)式求出。
Ta温度(℃)＝946-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]…(1)
另外，表1所示的T2温度(℃)使用下述(2)式求出。
Tb温度(℃)＝435-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]…(2)
在此，[％X]表示钢中的成分元素X的含量(质量％)，不含有成分元素X时将[％X]设为0来计算。
Figure BDA0002163266620000291
[表2]
Figure BDA0002163266620000301
下划线部分：表示在本发明范围外。
(*)CR：冷轧钢板(无镀覆)、GI：热镀锌钢板(无锌镀层的合金化处理)、GA：合金化热镀锌钢板、EG：电镀锌钢板(镀Zn-Ni合金)
将按照以上方式得到的高强度冷轧钢板(CR)、热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、电镀锌钢板(EG)作为供试钢，对机械特性进行评价。关于机械特性，进行以下所示的钢板的构成组织的定量评价、拉伸试验、扩孔试验并进行评价。将所得到的结果示于表3中。另外，作为供试钢的各钢板的板厚也示于表3中。
各组织在钢板的组织整体中所占的面积率
铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体的面积率的测定方法如下所述。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，使用金刚石研磨膏对观察面进行镜面研磨，然后，使用胶态二氧化硅实施抛光研磨，进而，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行蚀刻而使组织显现出来。在加速电压为1kV的条件下，使用基于InLens检测器的SEM(Scanning Electron Microscope；扫描电子显微镜)，以10000倍的倍率观察3个视野，针对所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野的构成组织(铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体)的面积率，将它们的值取平均后作为各组织的面积率而求出。另外，在上述组织图像中，铁素体是凹部的基体组织，贝氏体铁素体是硬质相内的凹部的组织，回火马氏体是硬质相内的凹部的组织且是包含微细的碳化物的组织，淬火马氏体是硬质相内的凸部且组织内部具有微细的凹凸的组织，另外，残余奥氏体是硬质相内的凸部且组织内部平坦的组织。需要说明的是，表3中的F是指铁素体、BF是指贝氏体铁素体、TM是指回火马氏体、FM是指淬火马氏体、RA是指残余奥氏体。
残余奥氏体的平均结晶粒径
残余奥氏体的平均结晶粒径的测定方法如下所述。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，利用金刚石研磨膏对观察面进行镜面研磨，然后，使用胶态二氧化硅实施抛光研磨，进而，利用3体积％硝酸乙醇溶液进行蚀刻而使组织显现出来。在加速电压为1kV的条件下，使用基于InLens检测器的SEM，以10000倍的倍率观察3个视野，针对所得到的组织图像，使用Adobe Systems公司的Adobe Photoshop，算出3个视野的残余奥氏体的平均结晶粒径，将它们的值取平均，求出残余奥氏体的平均结晶粒径。需要说明的是，在上述组织图像中，残余奥氏体是如上所述的硬质相内的凸部且组织内部平坦的组织。
残余奥氏体中的C量、回火马氏体中的C量、淬火马氏体中的C量
残余奥氏体、回火马氏体和淬火马氏体中的C量的测定方法如下所述。以与钢板的轧制方向平行的板厚截面为观察面的方式切割出试样后，使用金刚石研磨膏对观察面进行研磨，然后，使用氧化铝实施抛光研磨。利用电子束微分析仪(EPMA；Electron Probe MicroAnalyzer)在加速电压为7kV、测定点间隔为80nm的条件下对22.5μm×22.5μm的区域测定3个视野，将测定后的数据使用标准曲线法变换为C的浓度。同时通过与所取得的基于InLens检测器的SEM图像进行比较，识别出残余奥氏体、回火马氏体、淬火马氏体，算出3个视野的测定视野内的残余奥氏体、回火马氏体和淬火马氏体的各自的C量的平均值，将它们的值取平均而求出残余奥氏体、回火马氏体和淬火马氏体中的C量。将该值分别作为残余奥氏体的C量、回火马氏体的C量、淬火马氏体中的C量。
机械特性
机械特性(拉伸强度TS、屈服应力YS、总伸长率El)的测定方法如下所述。关于拉伸试验，使用以拉伸试验片的长边为相对于钢板的轧制方向为直角的方向(C方向)的方式裁取的JIS5号试验片，依照JIS Z2241(2011年)进行，测定YS(屈服应力)、TS(拉伸强度)和El(总伸长率)。需要说明的是，在本发明中，将TS为980MPa以上的情况判断为良好。另外，将作为YS的控制性的指标的屈服比YR(＝YS/TS)×100的值为55％以上且75％以下的情况判断为良好。进一步，延展性即El优良是指算出拉伸强度与总伸长率的积(TS×El)来评价强度与加工性(延展性)的平衡，将TS×El的值为23500MPa·％以上的情况判断为良好。
扩孔试验依照JIS Z 2256(2010年)进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔后，使用内径75mm的冲模在以9吨(88.26kN)的压边力按压的状态下，向孔中压入顶角60°的圆锥冲头，测定龟裂产生极限处的孔直径，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是龟裂产生时的孔径(mm)、D0是初始孔径(mm)。对各钢板实施3次试验，求出扩孔率的平均值(λ％)，对拉伸凸缘性进行评价。需要说明的是，在本发明中，拉伸凸缘性优良是指使用作为拉伸凸缘性的指标的极限扩孔率λ算出拉伸强度与极限扩孔率的积(TS×λ)来评价强度与拉伸凸缘性的平衡，将TS×λ的值为24500MPa·％以上的情况判断为良好。
另外，关于余量组织，也通过一般的方法进行确认，示于表3中。
Figure BDA0002163266620000341
根据表3明显可知，在本发明例中，拉伸强度(TS)为980MPa以上，屈服比(YR)为55～75％，并且TS×El的值为23500MPa·％以上，TS×λ的值为24500MPa·％以上，得到了延展性、拉伸凸缘性优良的高强度钢板。与此相对，对于在本发明的范围以外的比较例的钢板而言，根据实施例也明显可知，TS、YR、TS×El、TS×λ中的任一项以上不能满足目标性能。
以上，对本发明的实施方式进行了说明，但本发明并不受基于本实施方式形成本发明的公开的一部分的记载所限定。即，基于本实施方式由本领域技术人员等能够实现的其它实施方式、实施例以及运用技术等也全部包含在本发明的范围内。例如，在上述制造方法中的一系列热处理中，只要满足热历程条件，则对钢板实施热处理的设备等没有特别限定。
产业上的可利用性
根据本发明，能够制造具有980MPa以上的TS、具有55～75％的YR、并且不仅延展性优良而且拉伸凸缘性也优良的高强度钢板。另外，通过将按照本发明的制造方法得到的高强度钢板应用于例如汽车结构构件，能够实现由车身轻量化带来的燃料效率提高，产业上的利用价值极大。

Claims (8)

1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.12％以上且0.28％以下、Si：0.80％以上且2.20％以下、Mn：1.50％以上且3.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0200％以下、Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下、余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织中，铁素体以面积率计为20.0％以上且60.0％以下，由贝氏体铁素体、回火马氏体、淬火马氏体和残余奥氏体构成的硬质相以面积率的合计计为40.0％以上且80.0％以下，贝氏体铁素体相对于所述硬质相整体以面积率计为35.0％以上且55.0％以下，回火马氏体相对于所述硬质相整体以面积率计为20.0％以上且40.0％以下，淬火马氏体相对于所述硬质相整体以面积率计为3.0％以上且15.0％以下，残余奥氏体相对于所述硬质相整体以面积率计为5.0％以上且20.0％以下，所述残余奥氏体中的C量以质量％计为0.6％以上，所述回火马氏体中的C量相对于所述淬火马氏体中的C量之比为0.2以上且小于1.0，
所述高强度钢板的拉伸强度(TS)为980MPa以上，屈服比(YR)为55～75％，拉伸强度(TS)与总伸长率(El)的积(TS×El)为23500MPa·％以上，拉伸强度(TS)与扩孔率(λ)的积(TS×λ)为24500MPa·％以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述钢组织中，所述残余奥氏体的平均结晶粒径为0.2μm以上且5.0μm以下。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在所述成分组成的基础上，以质量％计还含有选自Ti：0.001％以上且0.100％以下、Nb：0.001％以上且0.100％以下、V：0.001％以上且0.100％以下、B：0.0001％以上且0.0100％以下、Mo：0.01％以上且0.50％以下、Cr：0.01％以上且1.00％以下、Cu：0.01％以上且1.00％以下、Ni：0.01％以上且0.50％以下、As：0.001％以上且0.500％以下、Sb：0.001％以上且0.200％以下、Sn：0.001％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.100％以下、Ca：0.0001％以上且0.0200％以下、Mg：0.0001％以上且0.0200％以下、Zn：0.001％以上且0.020％以下、Co：0.001％以上且0.020％以下、Zr：0.001％以上且0.020％以下、REM：0.0001％以上且0.0200％以下中的至少一种。
4.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
5.如权利要求3所述的高强度钢板，其中，在钢板表面具有镀层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其是权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
对钢原材进行加热，
接着，进行使精轧的最终道次的压下率为5％以上且15％以下、精轧出口侧温度为800℃以上且1000℃以下的热轧，
接着，以600℃以下的卷取温度进行卷取，
接着，进行冷轧，
接着，进行如下退火：将由(1)式定义的温度设为Ta温度、将由(2)式定义的温度设为Tb温度时，在720℃以上且Ta温度以下的加热温度下保温10秒以上后，在使该加热温度以下到600℃以上的平均冷却速度为10℃/秒以上的条件下冷却至(Tb温度-100℃)以上且Tb温度以下的冷却停止温度，然后，再加热至A以上且560℃以下的再加热温度，其中，A为满足350℃≤A≤450℃的任意温度，然后，在350℃以上且450℃以下的保持温度(A)下保持10秒以上，
Ta温度＝946-203×[％C]1/2+45×[％Si]-30×[％Mn]+150×[％Al]-20×[％Cu]+11×[％Cr]+400×[％Ti]···(1)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的质量百分比含量，不含有时设为0，
Tb温度＝435-566×[％C]-150×[％C]×[％Mn]-7.5×[％Si]+15×[％Cr]-67.6×[％C]×[％Cr]···(2)
需要说明的是，[％X]表示钢中的成分元素X的质量百分比含量，不含有时设为0，所述Ta温度和所述Tb温度的单位均为℃。
7.如权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述卷取后，进行在450℃以上且650℃以下的热处理温度范围内保持900秒以上的热处理。
8.如权利要求6或7所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火后，实施镀覆处理。
CN201880011403.2A 2017-02-15 2018-02-09 高强度钢板及其制造方法 Active CN110291217B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2017-025490 2017-02-15
JP2017025490A JP6414246B2 (ja) 2017-02-15 2017-02-15 高強度鋼板およびその製造方法
PCT/JP2018/004515 WO2018151023A1 (ja) 2017-02-15 2018-02-09 高強度鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN110291217A CN110291217A (zh) 2019-09-27
CN110291217B true CN110291217B (zh) 2021-04-20

Family

ID=63170622

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880011403.2A Active CN110291217B (zh) 2017-02-15 2018-02-09 高强度钢板及其制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11408058B2 (zh)
EP (1) EP3584342B1 (zh)
JP (1) JP6414246B2 (zh)
KR (1) KR102225217B1 (zh)
CN (1) CN110291217B (zh)
MX (1) MX2019009705A (zh)
WO (1) WO2018151023A1 (zh)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
MX2021006357A (es) * 2018-11-29 2021-08-11 Jfe Steel Corp Chapa de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
WO2020158066A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3922746A4 (en) * 2019-03-29 2022-03-30 JFE Steel Corporation STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THEREOF
CN110331336A (zh) * 2019-07-24 2019-10-15 舞阳钢铁有限责任公司 蒸汽发生器用350MPa级低合金钢板及其生产方法
JP7364933B2 (ja) * 2019-10-09 2023-10-19 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
CN114981457B (zh) * 2020-01-10 2024-03-15 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板及其制造方法
EP4123041A1 (en) * 2020-03-17 2023-01-25 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
EP4130326A4 (en) * 2020-03-31 2023-08-30 JFE Steel Corporation STEEL SHEET, ELEMENT, AND METHODS OF MAKING THE SAME
CN111440996B (zh) * 2020-04-16 2021-09-21 包头钢铁（集团）有限责任公司 一种6~8mmTMCP在线淬火低屈强比高强耐磨钢NM400卷板及其生产方法
JP7298647B2 (ja) * 2020-07-15 2023-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN116043120B (zh) * 2023-01-19 2023-10-27 鞍钢股份有限公司 一种成型性能优异的1000MPa级冷轧复相钢及其制备方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2013227624A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
CN103857819A (zh) * 2011-10-04 2014-06-11 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP2921569A1 (en) * 2012-11-15 2015-09-23 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-formability and super-strength hot galvanizing steel plate and manufacturing method thereof
EP2921568A1 (en) * 2012-11-15 2015-09-23 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-formability and super-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN105189804A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
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
CN105579606A (zh) * 2013-09-27 2016-05-11 株式会社神户制钢所 延性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法
CN106103768A (zh) * 2014-03-17 2016-11-09 株式会社神户制钢所 延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法

Family Cites Families (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5943156B2 (ja) 1982-08-31 1984-10-19 日揮株式会社 アルコ−ル発酵熱の除去法
KR101399741B1 (ko) 2007-10-25 2014-05-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
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
JP4894863B2 (ja) 2008-02-08 2012-03-14 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
MX2012008690A (es) 2010-01-29 2012-08-23 Nippon Steel Corp Placa de acero y proceso para producir la placa de acero.
JP5862051B2 (ja) 2011-05-12 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れる高強度冷延鋼板ならびにその製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof
JP5817804B2 (ja) * 2013-10-22 2015-11-18 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びの面内異方性が小さい高強度鋼板およびその製造方法
JP5862651B2 (ja) 2013-12-18 2016-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 耐衝撃性および曲げ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
JP5888471B1 (ja) 2014-03-31 2016-03-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比高強度冷延鋼板及びその製造方法
MX2017001527A (es) * 2014-08-07 2017-05-11 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
EP3178955B1 (en) 2014-08-07 2020-07-15 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
KR101930186B1 (ko) * 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101930185B1 (ko) 2015-01-15 2018-12-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN103857819A (zh) * 2011-10-04 2014-06-11 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP2013227624A (ja) * 2012-04-25 2013-11-07 Jfe Steel Corp 加工性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
EP2921569A1 (en) * 2012-11-15 2015-09-23 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-formability and super-strength hot galvanizing steel plate and manufacturing method thereof
EP2921568A1 (en) * 2012-11-15 2015-09-23 Baoshan Iron & Steel Co., Ltd. High-formability and super-strength cold-rolled steel sheet and manufacturing method thereof
CN105189804A (zh) * 2013-03-28 2015-12-23 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
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
CN105579606A (zh) * 2013-09-27 2016-05-11 株式会社神户制钢所 延性和低温韧性优异的高强度钢板及其制造方法
CN106103768A (zh) * 2014-03-17 2016-11-09 株式会社神户制钢所 延性和弯曲性优异的高强度冷轧钢板和高强度热浸镀锌钢板、以及它们的制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3584342B1 (en) 2021-01-06
MX2019009705A (es) 2019-10-07
US11408058B2 (en) 2022-08-09
US20190360081A1 (en) 2019-11-28
WO2018151023A1 (ja) 2018-08-23
EP3584342A1 (en) 2019-12-25
CN110291217A (zh) 2019-09-27
JP2018131648A (ja) 2018-08-23
KR20190109447A (ko) 2019-09-25
JP6414246B2 (ja) 2018-10-31
KR102225217B1 (ko) 2021-03-08
EP3584342A4 (en) 2020-01-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110312813B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN110291217B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109072380B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
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
CN111433380B (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
US11085101B2 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
KR101331755B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101585311B1 (ko) 재질 안정성, 가공성 및 도금 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
CN109963958B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3647449B1 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
EP3647450B1 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
CN108779536B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
EP3647448A1 (en) Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same
CN114981457A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN108713066B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114585766A (zh) 高强度钢板及其制造方法
WO2020075394A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN109937265B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114555845B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP3912181B2 (ja) 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
CN113166837B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114667360A (zh) 钢板及其制造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法
CN116806274A (zh) 高强度钢板及其制造方法

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