CN111757946A - 钢板 - Google Patents

钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN111757946A
CN111757946A CN201880089647.2A CN201880089647A CN111757946A CN 111757946 A CN111757946 A CN 111757946A CN 201880089647 A CN201880089647 A CN 201880089647A CN 111757946 A CN111757946 A CN 111757946A
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
area fraction
retained austenite
steel sheet
ferrite
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.)
Granted
Application number
CN201880089647.2A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111757946B (zh
Inventor
户田由梨
樱田荣作
林邦夫
上西朗弘
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.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal 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 Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN111757946A publication Critical patent/CN111757946A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111757946B publication Critical patent/CN111757946B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

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
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/19—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering by interrupted quenching
    • C21D1/22—Martempering
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0426—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
    • C21D8/0447—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 heat treatment
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium 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
    • C22C38/28—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/60—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
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • 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
    • 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
    • C22C38/12—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • 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

Abstract

本发明的钢板具有规定的化学组成，其具有以面积分率计多边形铁素体：40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～95％、并且残余奥氏体：5％～50％所表示的金属组织。以面积分率计贝氏体铁素体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、并且由取向差角为15°以上的晶界所围成的区域的位错密度为8×102(cm/cm3)以下的贝氏体铁素体粒构成。以面积分率计残余奥氏体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、长轴的长度为1.0μm～28.0μm、并且短轴的长度为0.1μm～2.8μm的残余奥氏体粒构成。

Description

钢板
技术领域
本发明涉及适于汽车部件的钢板。
背景技术
为了抑制来自汽车的二氧化碳气体的排出量，使用了高强度钢板的汽车的车体的轻量化取得进展。例如，为了确保乘客的安全性，已经在车体的骨架系部件中使用了许多的高强度钢板。作为对碰撞安全性的影响较大的机械特性，可列举出抗拉强度、延展性、延展性-脆性转变温度及0.2％屈服强度。例如，对于前纵梁中使用的钢板要求优异的延展性。
其另一方面，骨架系部件的形状复杂，对于骨架系部件用的高强度钢板，要求优异的扩孔性及弯曲性。例如，对于侧梁中使用的钢板要求优异的扩孔性。
然而，兼顾碰撞安全性的提高及成型性的提高是困难的。以往，提出了关于碰撞安全性的提高或成型性的提高的技术(专利文献1及2)，通过这些技术也难以兼顾碰撞安全性的提高及成型性的提高。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第5589893号公报
专利文献2：日本特开2013-185196号公报
专利文献3：日本特开2005-171319号公报
专利文献4：国际公开第2012/133563号
发明内容
发明所要解决的课题
本发明的目的是提供可获得优异的碰撞安全性及成型性的钢板。
用于解决课题的手段
本发明人们为了解决上述课题而进行了深入研究。其结果可知：在抗拉强度为980MPa以上的钢板中，通过将残余奥氏体及贝氏体铁素体的面积分率及形态设定为规定的面积分率及形态，可表现出优异的伸长率。进而可知：在多边形铁素体的面积分率低的情况下，钢板内的硬度差小，不仅可获得优异的伸长率，还可获得优异的扩孔性及弯曲性，也可获得充分的低温下的耐脆化特性及0.2％屈服强度。
本申请发明人基于这样的见解进一步反复进行了深入研究，结果想到以下所示的发明的各方案。
(1)一种钢板，其特征在于，
其具有以质量％计C：0.1％～0.5％、Si：0.5％～4.0％、Mn：1.0％～4.0％、P：0.015％以下、S：0.050％以下、N：0.01％以下、Al：2.0％以下、Si及Al：合计0.5％～6.0％、Ti：0.00％～0.20％、Nb：0.00％～0.20％、B：0.0000％～0.0030％、Mo：0.00％～0.50％、Cr：0.0％～2.0％、V：0.00％～0.50％、Mg：0.000％～0.040％、REM：0.000％～0.040％、Ca：0.000％～0.040％、并且剩余部分：Fe及杂质所表示的化学组成，
其具有以面积分率计多边形铁素体：40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～95％、并且残余奥氏体：5％～50％所表示的金属组织，
以面积分率计上述贝氏体铁素体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、并且由取向差角为15°以上的晶界所围成的区域的位错密度为8×102(cm/cm3)以下的贝氏体铁素体粒构成，
以面积分率计上述残余奥氏体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、长轴的长度为1.0μm～28.0μm、并且短轴的长度为0.1μm～2.8μm的残余奥氏体粒构成。
(2)根据(1)所述的钢板，其特征在于，上述金属组织以面积分率计以多边形铁素体：5％～20％、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：75％～90％、并且残余奥氏体：5％～20％表示。
(3)根据(1)所述的钢板，其特征在于，上述金属组织以面积分率计以多边形铁素体：超过20％且为40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～75％、并且残余奥氏体：5％～30％表示。
(4)根据(1)～(3)中任一项所述的钢板，其特征在于，在上述化学组成中，以质量％计成立Ti：0.01％～0.20％、Nb：0.005％～0.20％、B：0.0001％～0.0030％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～2.0％、V：0.01％～0.50％、Mg：0.0005％～0.040％、REM：0.0005％～0.040％、或Ca：0.0005％～0.040％或者它们的任意的组合。
(5)根据(1)～(4)中任一项所述的钢板，其特征在于，其具有形成于表面的镀层。
发明效果
根据本发明，由于残余奥氏体及贝氏体铁素体的面积分率及形态等适宜，因此可获得优异的碰撞安全性及成型性。
附图说明
图1是表示残余奥氏体粒的等价椭圆的例子的图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。
首先，对本发明的实施方式的钢板的金属组织进行说明。本实施方式的钢板具有以面积分率计多边形铁素体：40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～95％、并且残余奥氏体：5％～50％所表示的金属组织。以面积分率计贝氏体铁素体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、并且由取向差角为15°以上的晶界所围成的区域的位错密度为8×102(cm/cm3)以下的贝氏体铁素体粒构成。以面积分率计残余奥氏体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、长轴的长度为1.0μm～28.0μm、并且短轴的长度为0.1μm～2.8μm的残余奥氏体粒构成。
(多边形铁素体的面积分率：40％以下)
多边形铁素体为软质的组织。因此，多边形铁素体与硬质的组织即马氏体之间的硬度之差大，在成型时，在它们之间的界面中容易产生龟裂。有时龟裂也沿着该界面而伸展。多边形铁素体的面积分率超过40％时，容易产生这样的龟裂的发生及伸展，难以获得充分的扩孔性、弯曲性、低温下的耐脆化特性及0.2％屈服强度。因此，多边形铁素体的面积分率设定为40％以下。
多边形铁素体的面积分率越低，C变得越难以向残余奥氏体中富集，扩孔性越提高，另一方面，延展性越降低。因此，在比延展性更重视扩孔性的情况下，多边形铁素体的面积分率优选设定为20％以下，在比扩孔性更重视延展性的情况下，多边形铁素体的面积分率优选设定为超过20％且为40％以下。在比延展性更重视扩孔性的情况下，为了确保延展性，多边形铁素体的面积分率也优选设定为5％以上。
(贝氏体铁素体的面积分率：50％～95％)
贝氏体铁素体与多边形铁素体相比以高密度包含位错，有助于抗拉强度的提高。由于贝氏体铁素体的硬度高于多边形铁素体的硬度且低于马氏体的硬度，因此贝氏体铁素体与马氏体之间的硬度差小于多边形铁素体与马氏体之间的硬度差。因此，贝氏体铁素体还有助于扩孔性及弯曲性的提高。贝氏体铁素体的面积分率低于50％时，得不到充分的抗拉强度。因此，贝氏体铁素体的面积分率设定为50％以上。在比延展性更重视扩孔性的情况下，贝氏体铁素体的面积分率优选设定为75％以上。另一方面，贝氏体铁素体的面积分率超过95％时，残余奥氏体不足，得不到充分的成型性。因此，贝氏体铁素体的面积分率设定为95％以下。
(马氏体的面积分率：20％以下)
在马氏体中包含新鲜马氏体(未回火的马氏体)及回火马氏体。如上所述，多边形铁素体与马氏体之间的硬度之差大，在成型时，在它们之间的界面中容易产生龟裂。有时龟裂也沿着该界面而伸展。马氏体的面积分率超过20％时，容易产生这样的龟裂的发生及伸展，难以获得充分的扩孔性、弯曲性、低温下的耐脆化特性及0.2％屈服强度。因此，马氏体的面积分率设定为20％以下。
(残余奥氏体的面积分率：5％～50％)
残余奥氏体有助于成型性的提高。残余奥氏体的面积分率低于5％时，得不到充分的成型性。另一方面，残余奥氏体的面积分率超过50％时，贝氏体铁素体不足，得不到充分的抗拉强度。因此，残余奥氏体的面积分率设定为50％以下。
多边形铁素体、贝氏体铁素体、残余奥氏体及马氏体的鉴定及面积分率的特定可以通过例如扫描型电子显微镜(scanning electron microscope：SEM)观察或透射型电子显微镜(transmission electron microscope：TEM)观察来进行。在使用SEM或TEM的情况下，例如使用硝酸乙醇液及Lepera液将试样腐蚀，对与轧制方向及厚度方向平行的截面(与宽度方向垂直的截面)和/或与轧制方向垂直的截面以1000倍～100000倍的倍率进行观察。
对于多边形铁素体、贝氏体铁素体、残余奥氏体及马氏体，也可以通过使用了场发射型扫描型电子显微镜(field emission scanning electron microscope：FE-SEM)附属的电子背散射衍射(electron back scattering diffraction：EBSD)功能的基于晶体取向衍射(FE-SEM-EBSD)的晶体取向的解析或显微维氏硬度测定等微小区域的硬度测定来判别。
例如，在多边形铁素体及贝氏体铁素体的面积分率的特定中，将与钢板的轧制方向及厚度方向平行的截面(与宽度方向垂直的截面)进行研磨，用硝酸乙醇液进行蚀刻。接着，利用FE-SEM对距离钢板的表面起的深度为该钢板的厚度的1/8～3/8的区域进行观察而测定面积分率。以5000倍的倍率对10个视场进行这样的观察，由10个视场的平均值获得多边形铁素体及贝氏体铁素体的各面积分率。
残余奥氏体的面积分率例如可以通过X射线测定来特定。在该方法中，例如将从钢板的表面至该钢板的厚度的1/4为止的部分通过机械研磨及化学研磨而除去，作为特性X射线使用MoKα射线。然后，由体心立方晶格(bcc)相的(200)及(211)、以及面心立方晶格(fcc)相的(200)、(220)及(311)的衍射峰的积分强度比，使用下式算出残余奥氏体的面积分率。对10个视场进行这样的观察，由10个视场的平均值获得残余奥氏体的面积分率。
Sγ＝(I200f+I220f+I311f)/(I200b+I211b)×100
(Sγ表示残余奥氏体的面积分率，I200f、I220f、I311f分别表示fcc相的(200)、(220)、(311)的衍射峰的强度，I200b、I211b分别表示bcc相的(200)、(211)的衍射峰的强度)
马氏体的面积分率例如可以通过场发射型扫描电子显微镜(field emission-scanning electron microscope：FE-SEM)观察及X射线测定来特定。在该方法中，例如将距离钢板的表面起的深度为该钢板的厚度的1/8～3/8的区域作为观察对象，腐蚀中使用Lepera液。由于未被Lepera液腐蚀的组织为马氏体及残余奥氏体，因此通过由未被Lepera液腐蚀的区域的面积分率减去通过X射线测定而特定的残余奥氏体的面积分率Sγ，可以特定马氏体的面积分率。马氏体的面积分率例如也可以使用通过SEM观察获得的电子通道对比成像来特定。在电子通道对比成像中，位错密度高、在粒内具有板条块、板条束等下部组织的区域为马氏体。对10个视场进行这样的观察，由10个视场的平均值获得马氏体的面积分率。
(规定形态的贝氏体铁素体粒的面积分率：相对于贝氏体铁素体的整体为80％以上)
由于位错密度高的贝氏体铁素体粒不像多边形铁素体那样有助于伸长率的提高，因此位错密度高的贝氏体铁素体粒的面积分率越高，伸长率越容易降低。而且，长宽比为0.1～1.0、并且由取向差角为15°以上的晶界所围成的区域的位错密度为8×102(cm/cm3)以下的贝氏体铁素体粒的面积分率低于80％时，难以获得充分的伸长率。因此，这种形态的贝氏体铁素体粒的面积分率相对于贝氏体铁素体整体设定为80％以上，优选设定为85％以上。
贝氏体铁素体的位错密度可以通过使用了透射型电子显微镜(TEM)的组织观察来特定。例如通过将由取向差角为15°的晶界所围成的晶粒中存在的位错线的数目除以该晶粒的面积，能够特定贝氏体铁素体的位错密度。
(规定形态的残余奥氏体粒的面积分率：相对于残余奥氏体的整体为80％以上)
残余奥氏体在成型时通过加工诱导相变而相变为马氏体。若残余奥氏体相变为马氏体，则在该马氏体与多边形铁素体或未相变的残余奥氏体相邻的情况下，在它们之间产生大的硬度差。大的硬度差如上所述会导致龟裂的产生。这样的龟裂特别容易产生于应力集中的部位，应力容易集中于由长宽比低于0.1的残余奥氏体相变的马氏体的附近。而且，长宽比为0.1～1.0、长轴的长度为1.0μm～28.0μm、并且短轴的长度为0.1μm～2.8μm的残余奥氏体粒的面积分率低于80％时，容易伴随应力集中而产生龟裂，难以获得充分的伸长率。因此，这种形态的残余奥氏体粒的面积分率相对于残余奥氏体整体设定为80％以上，优选设定为85％以上。其中，所谓残余奥氏体粒的长宽比是将该残余奥氏体粒的等价椭圆的短轴的长度除以长轴的长度而获得的值。图1中示出等价椭圆的一个例子。即使残余奥氏体粒1具有复杂的形状，也可由该等价椭圆2的长轴的长度L1及短轴的长度L2获得该残余奥氏体粒的长宽比(L2/L1)。
接着，对本发明的实施方式的钢板及其制造中使用的板坯的化学组成进行说明。如上所述，本发明的实施方式的钢板经由热轧、酸洗、冷轧、第1退火及第2退火等而制造。因此，钢板及板坯的化学组成不仅考虑了钢板的特性，而且考虑了这些处理。在以下的说明中，钢板及板坯中所含的各元素的含量的单位即“％”只要没有特别说明则是指“质量％”。本实施方式的钢板及其制造中使用的板坯具有以质量％计C：0.1％～0.5％、Si：0.5％～4.0％、Mn：1.0％～4.0％、P：0.015％以下、S：0.050％以下、N：0.01％以下、Al：2.0％以下、Si及Al：合计0.5％～6.0％、Ti：0.00％～0.20％、Nb：0.00％～0.20％、B：0.0000％～0.0030％、Mo：0.00％～0.50％、Cr：0.0％～2.0％、V：0.00％～0.50％、Mg：0.000％～0.040％、REM(稀土类金属：rare earth metal)：0.000％～0.040％、Ca：0.000％～0.040％、并且剩余部分：Fe及杂质所表示的化学组成。
(C：0.10％～0.5％)
碳(C)有助于钢板的强度的提高、或者通过残余奥氏体的稳定性的提高而有助于伸长率的提高。C含量低于0.10％时，难以获得充分的强度、例如980MPa以上的抗拉强度，或者残余奥氏体的稳定性变得不充分而得不到充分的伸长率。因此，C含量设定为0.10％以上，优选设定为0.15％以上。另一方面，C含量超过0.5％时，由于从奥氏体向贝氏体铁素体的相变延迟，因此规定形态的贝氏体铁素体粒不足，得不到充分的伸长率。因此，C含量设定为0.5％以下，优选设定为0.25％以下。
(Si：0.5％～4.0％)
硅(Si)有助于钢的强度的提高、或者通过残余奥氏体的稳定性的提高而有助于伸长率的提高。Si含量低于0.5％时，无法充分得到这些效果。因此，Si含量设定为0.5％以上，优选设定为1.0％以上。另一方面，Si含量超过4.0％时，钢的强度变得过高而伸长率降低。因此，Si含量设定为4.0％以下，优选设定为2.0％以下。
(Mn：1.0％～4.0％)
锰(Mn)有助于钢的强度的提高、或者抑制在第1退火或第2退火的冷却中途产生的多边形铁素体相变。在进行热浸镀锌处理的情况下，也可抑制在该处理的冷却中途产生的多边形铁素体相变。Mn含量低于1.0％时，无法充分得到这些效果、或者多边形铁素体过量地生成而扩孔性劣化。因此，Mn含量设定为1.0％以上，优选设定为2.0％以上。另一方面，Mn含量超过4.0％时，板坯及热轧钢板的强度变得过高。因此，设定为4.0％以下，优选设定为3.0％以下。
(P：0.015％以下)
磷(P)不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。P在钢板的厚度方向的中央部偏析而使韧性降低、或者使焊接部脆化。因此，P含量越低越好。特别是P含量超过0.015％时，韧性的降低及焊接性的脆化显著。因此，P含量设定为0.015％以下，优选设定为0.010％以下。对于P含量的降低要耗费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，P含量也可以设定为0.0001％以上。
(S：0.050％以下)
硫(S)不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。S会使铸造及热轧的制造性降低、或者形成粗大的MnS而使扩孔性降低。因此，S含量越低越好。特别是S含量超过0.050％时，焊接性的降低、制造性的降低及扩孔性的降低显著。因此，S含量设定为0.050％以下，优选设定为0.0050％以下。对于S含量的降低要耗费成本，若想要降低至低于0.0001％，则成本显著上升。因此，S含量也可以设定为0.0001％以上。
(N：0.01％以下)
氮(N)不是必须元素，例如在钢中作为杂质而含有。N会形成粗大的氮化物而使弯曲性及扩孔性劣化、或者成为焊接时的气孔的产生原因。因此，N含量越低越好。特别是N含量超过0.01％时，弯曲性及扩孔性的降低以及气孔的产生显著。因此，N含量设定为0.01％以下。对于N含量的降低要耗费成本，若想要降低至低于0.0005％，则成本显著上升。因此，N含量也可以设定为0.0005％以上。
(Al：2.0％以下)
铝(Al)作为脱氧材料发挥功能、或者抑制奥氏体中的铁系碳化物的析出，但不是必须元素。Al含量超过2.0％时，从奥氏体向多边形铁素体的相变被促进，多边形铁素体过量地生成而扩孔性劣化。因此，Al含量设定为2.0％以下，优选设定为1.0％以下。对于Al含量的降低要耗费成本，若想要降低至低于0.001％，则成本显著上升。因此，Al含量也可以设定为0.001％以上。
(Si及Al：合计0.5％～6.0％)
Si及Al均通过残余奥氏体的稳定性的提高而有助于伸长率的提高。Si及Al的含量合计低于0.5％时，无法充分得到该效果。因此，Si及Al的含量合计设定为0.5％以上，优选设定为1.2％以上。可以仅含有Si或Al中的任一者，也可以含有Si及Al的两者。
Ti、Nb、B、Mo、Cr、V、Mg、REM及Ca不是必须元素，是在钢板及板坯中也可以有限地适当含有规定量的任选元素。
(Ti：0.00％～0.20％)
钛(Ti)通过起因于析出强化及细粒强化的位错强化而有助于钢的强度的提高。因此，也可以含有Ti。为了充分得到其效果，Ti含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.025％以上。另一方面，Ti含量超过0.20％时，Ti的碳氮化物过量地析出而钢板的成型性降低。因此，Ti含量设定为0.20％以下，优选设定为0.08％以下。
(Nb：0.00％～0.20％)
铌(Nb)通过起因于析出强化及细粒强化的位错强化而有助于钢的强度的提高。因此，也可以含有Nb。为了充分得到其效果，Nb含量优选设定为0.005％以上，更优选设定为0.010％以上。另一方面，Nb含量超过0.20％时，Nb的碳氮化物过量地析出而钢板的成型性降低。因此，Nb含量设定为0.20％以下，优选设定为0.08％以下。
(B：0.0000％～0.0030％)
硼(B)会强化晶界、或者抑制在第1退火或第2退火的冷却中途产生的多边形铁素体相变。在进行热浸镀锌处理的情况下，也可抑制在该处理的冷却中途产生的多边形铁素体相变。因此，也可以含有B。为了充分得到其效果，B含量优选设定为0.0001％以上，更优选设定为0.0010％以上。另一方面，B含量超过0.0030％时，添加的效果饱和或者热轧的制造性降低。因此，B含量设定为0.0030％以下，优选设定为0.0025％以下。
(Mo：0.00％～0.50％)
钼(Mo)有助于钢的强化、或者抑制在第1退火或第2退火的冷却中途产生的多边形铁素体相变。在进行热浸镀锌处理的情况下，也可抑制在该处理的冷却中途产生的多边形铁素体相变。因此，也可以含有Mo。为了充分得到其效果，Mo含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。另一方面，Mo含量超过0.50％时，热轧的制造性降低。因此，Mo含量设定为0.50％以下，优选设定为0.20％以下。
(Cr：0.0％～2.0％)
铬(Cr)有助于钢的强化、或者抑制在第1退火或第2退火的冷却中途产生的多边形铁素体相变。在进行热浸镀锌处理的情况下，也可抑制在该处理的冷却中途产生的多边形铁素体相变。因此，也可以含有Cr。为了充分得到其效果，Cr含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。另一方面，Cr含量超过2.0％时，热轧的制造性降低。因此，Cr含量设定为2.0％以下，优选设定为0.10％以下。
(V：0.00％～0.50％)
钒(V)通过起因于析出强化及细粒强化的位错强化而有助于钢的强度的提高。因此，也可以含有V。为了充分得到其效果，V含量优选设定为0.01％以上，更优选设定为0.02％以上。另一方面，V含量超过0.50％时，V的碳氮化物过量地析出而钢板的成型性降低。因此，Nb含量设定为0.50％以下，优选设定为0.10％以下。
(Mg：0.000％～0.040％、REM：0.000％～0.040％、Ca：0.000％～0.040％)
镁(Mg)、稀土类金属(REM)及钙(Ca)作为氧化物或硫化物而存在于钢中，有助于扩孔性的提高。因此，也可以含有Mg、REM或Ca或它们的任意的组合。为了充分得到其效果，Mg含量、REM含量及Ca含量均优选设定为0.0005％以上，更优选设定为0.0010％以上。另一方面，Mg含量、REM含量或Ca含量超过0.040％时，形成粗大的氧化物而扩孔性降低。因此，Mg含量、REM含量及Ca含量均设定为0.040％以下，优选设定为0.010％以下。
REM(稀土类金属)是指Sc、Y及镧系元素的合计17种元素，“REM含量”是指这些17种元素的合计的含量。REM例如以混合稀土合金的形式添加，混合稀土合金有时除了La及Ce以外还含有镧系元素。对于REM的添加，也可以使用金属La、金属Ce等金属单质。
作为杂质，可例示出矿石或废料等原材料中包含的物质、在制造工序中包含的物质。具体而言，可例示出P、S、O、Sb、Sn、W、Co、As、Pb、Bi及H作为杂质。O含量优选设定为0.010％以下，Sb含量、Sn含量、W含量、Co含量及As含量优选设定为0.1％以下，Pb含量及Bi含量优选设定为0.005％以下，H含量优选设定为0.0005％以下。
根据本实施方式，能够获得优异的碰撞安全性及成型性。例如，可获得扩孔性为30％以上、最小弯曲半径(R(mm))与板厚(t(mm))之比(R/t)为0.5以下、总伸长率为21％以上、0.2％屈服强度为680MPa以上、抗拉强度为980MPa以上、延展性-脆性转变温度为-60℃以下的机械特性。特别是在多边形铁素体的面积分率为5％～20％、并且贝氏体铁素体的面积分率为75％以上的情况下，可获得50％以上的扩孔性，在多边形铁素体的面积分率为超过20％且为40％以下的情况下，可获得26％以上的总伸长率。
接着，对本发明的实施方式的钢板的制造方法进行说明。在本发明的实施方式的钢板的制造方法中，依次进行具有上述的化学组成的板坯的热轧、酸洗、冷轧、第1退火及第2退火。
(热轧)
在热轧中，进行板坯的粗轧、精轧及卷取。作为板坯，例如可以使用通过连续铸造而得到的板坯、通过薄板坯连铸机而制作的板坯。板坯可以在铸造后以保持在1000℃以上的温度的状态供于热轧设备，也可以冷却至低于1000℃的温度后进行加热后供于热轧设备。
粗轧的最终道次的轧制温度设定为1000℃～1150℃，最终道次的压下率设定为40％以上。最终道次的轧制温度低于1000℃时，精轧后的奥氏体粒径变得过小。在该情况下，从奥氏体向多边形铁素体的相变被过度促进，金属组织的均匀性降低，得不到充分的成型性。因此，最终道次的轧制温度设定为1000℃以上。另一方面，最终道次的轧制温度超过1150℃时，精轧后的奥氏体粒径变得过大。在该情况下，金属组织的均匀性也降低，得不到充分的成型性。因此，最终道次的轧制温度设定为1150℃以下。最终道次的压下率低于40％时，精轧后的奥氏体粒径变得过大，金属组织的均匀性降低，得不到充分的成型性。因此，最终道次的压下率设定为40％以上。
精轧的轧制温度设定为Ar3点以上。该轧制温度低于Ar3点时，由于变得在热轧钢板的金属组织中包含奥氏体及铁素体，在奥氏体与铁素体之间机械特性不同，因此得不到充分的成型性。因此，该轧制温度设定为Ar3点以上。在将该轧制温度设定为Ar3点以上的情况下，能够相对减轻精轧中的轧制载荷。在精轧中，也可以将在粗轧中得到的多个粗轧板接合后连续地进行轧制。也可以将粗轧板暂且卷取后，一边开卷一边进行精轧。
卷取的温度设定为750℃以下。卷取温度超过750℃时，在热轧钢板的组织中生成粗大的铁素体或珠光体，金属组织的均匀性降低，得不到充分的成型性。有时也在表面较厚地形成氧化物而酸洗性降低。因此，卷取温度设定为750℃以下。卷取温度的下限没有特别限定，但难以在低于室温的温度下卷取。通过板坯的热轧而获得热轧钢板的卷材。
(酸洗)
在热轧后，将热轧钢板的卷材一边开卷一边进行酸洗。酸洗进行1次或2次以上。通过酸洗，热轧钢板的表面的氧化物被除去，化学转化处理性及镀覆性提高。
(冷轧)
在酸洗后进行冷轧。冷轧的压下率设定为40％～80％。该压下率低于40％时，有时难以将冷轧钢板的形状保持平坦，或者得不到充分的延展性。因此，该压下率设定为40％以上，优选设定为50％以上。另一方面，该压下率超过80％时，轧制载荷变得过大，或者铁素体的再结晶被过度促进，形成粗大的多边形铁素体，多边形铁素体的面积分率超过40％。因此，该压下率设定为80％以下，优选设定为70％以下。轧制道次的次数及每道次的压下率没有特别限定。通过热轧钢板的冷轧而获得冷轧钢板。
(第1退火)
在冷轧后进行第1退火。在第1退火中，进行冷轧钢板的第1加热、第1冷却、第2冷却及第1保持。第1退火例如可以利用连续退火生产线来进行。
第1退火的退火温度设定为750℃～900℃。该退火温度低于750℃时，多边形铁素体的面积分率变得过量，或者贝氏体铁素体的面积分率变得过少。因此，该退火温度设定为750℃以上，优选设定为780℃以上。另一方面，该退火温度超过900℃时，奥氏体粒粗大化，从奥氏体向贝氏体铁素体或回火马氏体的相变延迟。而且，通过该相变的延迟，贝氏体铁素体的面积分率变得过少。因此，该退火温度设定为900℃以下，优选设定为870℃以下。退火时间没有特别限定，例如设定为1秒～1000秒。
第1冷却的冷却停止温度设定为600℃～720℃，至该冷却停止温度为止的冷却速度设定为1℃/秒以上且低于10℃/秒。第1冷却的冷却停止温度低于600℃时，多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却停止温度设定为600℃以上，优选设定为620℃以上。另一方面，该冷却停止温度超过720℃时，残余奥氏体的面积分率不足。因此，该冷却停止温度设定为720℃以下，优选设定为700℃以下。第1冷却的冷却速度低于1.0℃/秒时，多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却速度设定为1.0℃/秒以上，优选设定为3℃/秒以上。另一方面，该冷却速度为10℃/秒以上时，残余奥氏体的面积分率不足。因此，该冷却速度设定为低于10℃/秒，优选设定为8℃/秒以下。
第2冷却的冷却停止温度设定为150℃～500℃，至该冷却停止温度为止的冷却速度设定为10℃/秒～60℃/秒。第2冷却的冷却停止温度低于150℃时，贝氏体铁素体或回火马氏体的板条宽变得微细，残存于板条间的残余奥氏体变成微细的膜状。其结果是，规定形态的残余奥氏体粒的面积分率变得过少。因此，该冷却停止温度设定为150℃以上，优选设定为200℃以上。另一方面，该冷却停止温度超过500℃时，多边形铁素体的生成被促进而多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却停止温度设定为500℃以下，优选设定为450℃以下，更优选设定为室温左右。另外，该冷却停止温度根据组成而优选设定为Ms点以下。第2冷却的冷却速度低于10℃/秒时，多边形铁素体的生成被促进而多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却速度设定为10℃/秒以上，优选设定为20℃/秒以上。另一方面，该冷却速度超过60℃/秒时，残余奥氏体的面积分率变得低于下限。因此，该冷却速度设定为60℃/秒以下，优选设定为50℃/秒以下。
第1冷却及第2冷却的方法没有限定，例如可以进行辊冷却、空气冷却或水冷或它们的任意的组合。
在第2冷却后，将冷轧钢板在150℃～500℃的温度下仅保持下述式(1)中规定的t1秒～1000秒的时间。该保持(第1保持)例如在第2冷却后在不降温至低于150℃的温度的情况下直接进行。在式(1)中，T0为保持温度(℃)，T1为第2冷却的冷却停止温度(℃)。
t1＝20×[C]+40×[Mn]-0.1×T0+T1-0.1(1)
在第1保持的期间，C向残余奥氏体中的扩散得以促进。其结果是，残余奥氏体的稳定性提高，变得能够以面积分率计确保5％以上的残余奥氏体。保持时间低于t1秒时，C在残余奥氏体中没有充分富集，在之后的降温中残余奥氏体向马氏体相变，残余奥氏体的面积分率变得过少。因此，保持时间设定为t1秒以上。保持时间超过1000秒时，残余奥氏体的分解被促进，残余奥氏体的面积分率变得过少。因此，保持时间设定为1000秒以下。通过冷轧钢板的第1退火，获得中间钢板。
第1保持例如也可以降温至低于150℃的温度后再加热至150℃～500℃的温度后进行。再加热温度低于150℃时，贝氏体铁素体或回火马氏体的板条宽变得微细，残存于板条间的残余奥氏体成为微细的膜状。其结果是，规定形态的残余奥氏体粒的面积分率变得过少。因此，该再加热温度设定为150℃以上，优选设定为200℃以上。另一方面，该再加热温度超过500℃时，多边形铁素体的生成被促进而多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该再加热温度设定为500℃以下，优选设定为450℃以下。
中间钢板例如具有以面积分率计多边形铁素体：40％以下、贝氏体铁素体或回火马氏体或它们两者：合计40％～95％、并且残余奥氏体：5％～60％所表示的金属组织。另外，例如以面积分率计残余奥氏体中的80％以上由长宽比为0.03～1.00的残余奥氏体粒构成。
(第2退火)
在第1退火后进行第2退火。在第2退火中，进行中间钢板的第2加热、第3冷却及第2保持。第2退火例如可以利用连续退火生产线来进行。通过以下述的条件进行第2退火，能够使贝氏体铁素体的位错密度降低，提高位错密度为8×102(cm/cm3)以下的规定形态的贝氏体铁素体粒的面积分率。
第2退火的退火温度设定为760℃～800℃。该退火温度低于760℃时，多边形铁素体的面积分率变得过量，或者贝氏体铁素体粒的面积分率或残余奥氏体的面积分率或它们两者变得过少。因此，该退火温度设定为760℃以上，优选设定为770℃以上。另一方面，该退火温度超过800℃时，伴随奥氏体相变而奥氏体的面积分率变高，贝氏体铁素体的面积分率变得过少。因此，该退火温度设定为800℃以下，优选设定为790℃以下。
第3冷却的冷却停止温度设定为600℃～750℃，至该冷却停止温度为止的冷却速度设定为1℃/秒～10℃/秒。该冷却停止温度低于600℃时，多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却停止温度设定为600℃以上，优选设定为630℃以上。另一方面，该冷却停止温度超过750℃时，马氏体的面积分率变得过量。因此，该冷却停止温度设定为750℃以下，优选设定为730℃以下。第3冷却的冷却速度低于1.0℃/秒时，多边形铁素体的面积分率变得过量。因此，该冷却速度设定为1.0℃/秒以上，优选设定为3℃/秒以上。另一方面，该冷却速度超过10℃/秒时，贝氏体铁素体的面积分率变得过少。因此，该冷却速度设定为10℃/秒以下，优选设定为8℃/秒以下。
在比延展性更重视扩孔性的情况下，该冷却停止温度优选设定为710℃以上，更优选设定为720℃以上。这是由于容易使多边形铁素体的面积分率成为20％以下。在比扩孔性更重视延展性的情况下，该冷却停止温度优选设定为低于710℃，更优选设定为690℃以下。这是由于容易使多边形铁素体的面积分率成为超过20％且为40％以下。
在第3冷却后，将钢板冷却至150℃～550℃的温度，在该温度下保持1秒以上。在该保持(第2保持)的期间，C向残余奥氏体中的扩散得以促进。保持时间低于1秒时，C在残余奥氏体中没有充分富集，残余奥氏体的稳定性降低，残余奥氏体的面积分率变得过少。因此，保持时间设定为1秒以上，优选设定为2秒以上。保持温度低于150℃时，C在残余奥氏体中没有充分富集，残余奥氏体的稳定性降低，残余奥氏体的面积分率变得过少。因此，保持温度设定为150℃以上，优选设定为200℃以上。另一方面，保持温度超过550℃时，由于从奥氏体向贝氏体铁素体的相变延迟，因此C向残余奥氏体中的扩散没有进展，残余奥氏体的稳定性降低，残余奥氏体的面积分率变得过少。因此，保持温度设定为550℃以下，优选设定为500℃以下。
像这样操作，能够制造本发明的实施方式的钢板。
在到此为止叙述的本发明的实施方式中，通过将第1次退火的1次冷却速度控制为1℃/秒以上且低于10℃/秒，从而使奥氏体的一部分相变为铁素体。伴随着铁素体的生成，Mn向未相变的奥氏体中扩散并富集。通过Mn在奥氏体中富集，从而在第2退火中的第2保持中，奥氏体的屈服应力上升，为了缓和伴随向贝氏体铁素体的相变而产生的相变应力而有利的晶体取向优先生成。因此，导入至贝氏体铁素体内部的应变降低，能够将位错密度控制为8×102(cm/cm3)以下。通过将贝氏体铁素体的位错密度控制为8×102(cm/cm3)以下，能够提高塑性变形时的加工效应能，因此能够获得优异的延展性。通过降低贝氏体铁素体的位错密度而延展性提高的机理如下所述。TRIP钢若通过加工诱导相变由残余奥氏体生成马氏体，则位错被导入至相邻的贝氏体铁素体中而加工硬化。如果贝氏体铁素体的位错密度低，则即使是应变大的区域，也能够较高地维持加工硬化率，因此均匀伸长率提高。
也可以对钢板进行电镀处理、蒸镀镀覆处理等镀覆处理，也可以进一步在镀覆处理后进行合金化处理。也可以对钢板进行有机皮膜的形成、膜层压、有机盐类/无机盐类处理、无铬处理等表面处理。
在对钢板进行热浸镀锌处理作为镀覆处理的情况下，例如将钢板的温度加热或冷却至比镀锌浴的温度低40℃的温度以上并且比镀锌浴的温度高50℃的温度以下的温度，在镀锌浴中进行通板。通过热浸镀锌处理，得到在表面具备热浸镀锌层的钢板、即热浸镀锌钢板。热浸镀锌层例如具有Fe：7质量％～15质量％、以及剩余部分：Zn、Al及杂质所表示的化学组成。
在热浸镀锌处理后进行合金化处理的情况下，例如将热浸镀锌钢板加热至460℃～600℃的温度。该温度低于460℃时，有时合金化不足。该温度超过600℃时，有时合金化变得过量而耐蚀性劣化。通过合金化处理，得到在表面具备合金化热浸镀锌层的钢板、即合金化热浸镀锌钢板。
需要说明的是，上述实施方式均只不过表示实施本发明时的具体化的例子，本发明的技术范围并不受它们的限定性解释。即，本发明可以在不脱离其技术思想、或其主要特征的情况下以各种形态实施。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明。实施例中的条件是为了确认本发明的可实施性及效果而采用的一条件例，本发明并不限定于该一条件例。只要不脱离本发明的主旨、达成本发明的目的，则本发明可以采用各种条件。
(第1试验)
在第1试验中，制造了具有表1～表3中所示的化学组成的板坯。表1～表3中的空栏表示该元素的含量低于检测限，剩余部分为Fe及杂质。表1～表3中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
Figure BDA0002637178940000181
Figure BDA0002637178940000191
Figure BDA0002637178940000201
接着，暂且冷却后或在不冷却的情况下直接将板坯加热至1100℃～1300℃，在表4～表7中所示的条件下进行热轧而得到热轧钢板。之后，进行酸洗，在表4～表7中所示的条件下进行冷轧而得到冷轧钢板。表4～表7中的下划线表示该数值脱离适于本发明的钢板的制造的范围。
表4
Figure BDA0002637178940000211
表5
Figure BDA0002637178940000221
表6
Figure BDA0002637178940000231
表7
Figure BDA0002637178940000241
接着，在表8～表11中所示的条件下进行冷轧钢板的第1退火而得到中间钢板。表8～表11中的下划线表示该数值脱离适于本发明的钢板的制造的范围。
表8
Figure BDA0002637178940000251
表9
Figure BDA0002637178940000261
表10
Figure BDA0002637178940000271
表11
Figure BDA0002637178940000281
接着，对中间钢板的金属组织进行了观察。在该观察中，测定多边形铁素体的面积分率(PF)、贝氏体铁素体或回火马氏体的面积分率(BF-tM)及残余奥氏体的面积分率(残余γ)，进一步由残余奥氏体的形状算出规定形态的残余奥氏体粒的面积分率。将这些结果示于表12～表15中。表12～表15中的下划线表示该数值脱离适于本发明的钢板的制造的范围。
表12
Figure BDA0002637178940000291
表13
Figure BDA0002637178940000301
表14
Figure BDA0002637178940000311
表15
Figure BDA0002637178940000321
之后，在表16～表19中所示的条件下进行中间钢板的第2退火而得到钢板试样。在制造No.150及No.151中，在第2退火后进行镀覆处理，在制造No.151中，在镀覆处理后进行了合金化处理。作为镀覆处理进行热浸镀锌处理，合金化处理的温度设定为500℃。表16～表19中的下划线表示该数值脱离适于本发明的钢板的制造的范围。
表16
Figure BDA0002637178940000341
表17
Figure BDA0002637178940000351
表18
Figure BDA0002637178940000361
表19
Figure BDA0002637178940000371
接着，对钢板试样的金属组织进行了观察。在该观察中，测定多边形铁素体的面积分率(PF)、贝氏体铁素体的面积分率(BF)、残余奥氏体的面积分率(残余γ)及马氏体的面积分率(M)，进一步由残余奥氏体及贝氏体铁素体的形状算出规定形态的残余奥氏体粒的面积分率及规定形态的贝氏体铁素体粒的面积分率。将这些结果示于表20～表23中。表20～表23中的下划线表示该数值脱离本发明的范围。
表20
Figure BDA0002637178940000391
表21
Figure BDA0002637178940000401
表22
Figure BDA0002637178940000411
表23
Figure BDA0002637178940000421
接着，测定了钢板试样的机械特性(总伸长率、0.2％屈服强度、抗拉强度(抗拉最大强度)、扩孔值、弯曲半径与板厚之比R/t及延展性-脆性转变温度)。在总伸长率、0.2％屈服强度及抗拉强度的测定中，从钢板试样采集以与轧制方向垂直的方向(板宽度方向)作为长度方向的JIS5号试验片，进行了依据JIS Z 2242的拉伸试验。在扩孔值的测定中，进行了JIS Z 2256的扩孔试验。在比R/t的测定中，进行了JIS Z 2248的试验。在延展性-脆性转变温度的测定中，进行了JIS Z 2242的试验。将这些结果示于表24～表27中。表24～表27中的下划线表示该数值脱离优选的范围。
表24
Figure BDA0002637178940000441
表25
Figure BDA0002637178940000451
表26
Figure BDA0002637178940000461
表27
Figure BDA0002637178940000471
如表24～表27中所示的那样，就处于本发明的范围内的试验No.1及No.4等发明例而言，得到优异的伸长率、0.2％屈服强度、抗拉强度、扩孔值、比R/t及延展性-脆性转变温度。
另一方面，就制造No.2及No.3等多边形铁素体的面积分率过量、贝氏体铁素体的面积分率不足、残余奥氏体的面积分率不足、规定形态的残余奥氏体粒的比例不足、规定形态的贝氏体铁素体粒的比例不足的比较例而言，伸长率、扩孔值、比R/t低。就制造No.5及No.6等贝氏体铁素体的面积分率不足、马氏体的面积分率过量、规定形态的残余奥氏体粒的比例不足、规定形态的贝氏体铁素体粒的比例不足的比较例而言，伸长率、扩孔值及比R/t低。就制造No.30及No.37等规定形态的残余奥氏体粒的比例不足的比较例而言，伸长率低。就制造No.70及No.85等贝氏体铁素体的面积分率不足、马氏体的面积分率过量、规定形态的残余奥氏体粒的比例不足、规定形态的贝氏体铁素体粒的比例不足的比较例而言，伸长率、扩孔值、比R/t低。
产业上的可利用性
本发明例如可以利用于与适于汽车部件的钢板相关联的产业。

Claims (5)

1.一种钢板，其特征在于，
其具有以质量％计C：0.10％～0.5％、Si：0.5％～4.0％、Mn：1.0％～4.0％、P：0.015％以下、S：0.050％以下、N：0.01％以下、Al：2.0％以下、Si及Al：合计0.5％～6.0％、Ti：0.00％～0.20％、Nb：0.00％～0.20％、B：0.0000％～0.0030％、Mo：0.00％～0.50％、Cr：0.0％～2.0％、V：0.00％～0.50％、Mg：0.000％～0.040％、REM：0.000％～0.040％、Ca：0.000％～0.040％、并且剩余部分：Fe及杂质所表示的化学组成，
其具有以面积分率计多边形铁素体：40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～95％、并且残余奥氏体：5％～50％所表示的金属组织，
以面积分率计所述贝氏体铁素体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、并且由取向差角为15°以上的晶界所围成的区域的位错密度为8×102cm/cm3以下的贝氏体铁素体粒构成，
以面积分率计所述残余奥氏体中的80％以上由长宽比为0.1～1.0、长轴的长度为1.0μm～28.0μm、并且短轴的长度为0.1μm～2.8μm的残余奥氏体粒构成。
2.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述金属组织以面积分率计以多边形铁素体：5％～20％、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：75％～90％、并且残余奥氏体：5％～20％表示。
3.根据权利要求1所述的钢板，其特征在于，所述金属组织以面积分率计以多边形铁素体：超过20％且为40％以下、马氏体：20％以下、贝氏体铁素体：50％～75％、并且残余奥氏体：5％～30％表示。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的钢板，其特征在于，在所述化学组成中，以质量％计成立Ti：0.01％～0.20％、Nb：0.005％～0.20％、B：0.0001％～0.0030％、Mo：0.01％～0.50％、Cr：0.01％～2.0％、V：0.01％～0.50％、Mg：0.0005％～0.040％、REM：0.0005％～0.040％、或Ca：0.0005％～0.040％或者它们的任意的组合。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的钢板，其特征在于，其具有形成于表面的镀层。
CN201880089647.2A 2018-03-30 2018-03-30 钢板 Active CN111757946B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/013554 WO2019186989A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111757946A true CN111757946A (zh) 2020-10-09
CN111757946B CN111757946B (zh) 2022-04-05

Family

ID=65270597

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880089647.2A Active CN111757946B (zh) 2018-03-30 2018-03-30 钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US11492687B2 (zh)
EP (1) EP3778949A4 (zh)
JP (1) JP6465256B1 (zh)
KR (1) KR102390220B1 (zh)
CN (1) CN111757946B (zh)
MX (1) MX2020008637A (zh)
WO (1) WO2019186989A1 (zh)

Families Citing this family (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018138791A1 (ja) * 2017-01-25 2018-08-02 新日鐵住金株式会社 鋼板
CN114585765B (zh) * 2019-10-23 2023-09-19 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP4029959A4 (en) * 2019-10-23 2023-02-15 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD OF PRODUCTION THE SAME
US20220364198A1 (en) * 2019-10-31 2022-11-17 Jfe Steel Corporation Steel sheet, member, and methods for producing the same
KR102250333B1 (ko) * 2019-12-09 2021-05-10 현대제철 주식회사 초고강도 냉연강판 및 이의 제조방법
JP7464887B2 (ja) 2020-10-15 2024-04-10 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
EP4253577A1 (en) * 2021-02-10 2023-10-04 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
JP7107464B1 (ja) * 2021-02-10 2022-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022172540A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2022172539A1 (ja) * 2021-02-10 2022-08-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2023145146A1 (ja) * 2022-01-28 2023-08-03 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法
JP7311068B1 (ja) 2022-01-28 2023-07-19 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛めっき鋼板および部材、ならびに、それらの製造方法

Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101155939A (zh) * 2005-03-30 2008-04-02 株式会社神户制钢所 均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN101460646A (zh) * 2006-06-05 2009-06-17 株式会社神户制钢所 成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板
CN103210110A (zh) * 2010-11-18 2013-07-17 株式会社神户制钢所 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件
CN105492643A (zh) * 2013-08-09 2016-04-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107075627A (zh) * 2014-08-07 2017-08-18 杰富意钢铁株式会社 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
JP2017145467A (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板の製造方法
CN107250409A (zh) * 2015-02-17 2017-10-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧薄钢板及其制造方法
CN107429369A (zh) * 2015-02-24 2017-12-01 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4333352B2 (ja) 2003-12-11 2009-09-16 Ｊｆｅスチール株式会社 延性および伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法
JP5589893B2 (ja) 2010-02-26 2014-09-17 新日鐵住金株式会社 伸びと穴拡げに優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP5537394B2 (ja) * 2010-03-03 2014-07-02 株式会社神戸製鋼所 温間加工性に優れた高強度鋼板
JP5662903B2 (ja) * 2010-11-18 2015-02-04 株式会社神戸製鋼所 成形性に優れた高強度鋼板、温間加工方法、および温間加工された自動車部品
JP5632759B2 (ja) * 2011-01-19 2014-11-26 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼部材の成形方法
KR101549317B1 (ko) 2011-03-28 2015-09-01 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 냉연 강판 및 그 제조 방법
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
JP5728108B2 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP6032300B2 (ja) * 2015-02-03 2016-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
US10689737B2 (en) * 2015-02-25 2020-06-23 Nippon Steel Corporation Hot-rolled steel sheet
EP3342891B1 (en) * 2015-08-21 2021-10-13 Nippon Steel Corporation Steel sheet
JP6601253B2 (ja) * 2016-02-18 2019-11-06 日本製鉄株式会社 高強度鋼板

Patent Citations (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101155939A (zh) * 2005-03-30 2008-04-02 株式会社神户制钢所 均匀延伸率优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
CN101460646A (zh) * 2006-06-05 2009-06-17 株式会社神户制钢所 成形性、耐延迟破坏性优异的高强度复合组织钢板
CN103210110A (zh) * 2010-11-18 2013-07-17 株式会社神户制钢所 成形性优异的高强度钢板、温加工方法和温加工的汽车零件
CN105492643A (zh) * 2013-08-09 2016-04-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN107075627A (zh) * 2014-08-07 2017-08-18 杰富意钢铁株式会社 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
CN107250409A (zh) * 2015-02-17 2017-10-13 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧薄钢板及其制造方法
CN107429369A (zh) * 2015-02-24 2017-12-01 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
JP2017145467A (ja) * 2016-02-18 2017-08-24 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111757946B (zh) 2022-04-05
JPWO2019186989A1 (ja) 2020-04-30
KR20200106191A (ko) 2020-09-11
KR102390220B1 (ko) 2022-04-25
EP3778949A1 (en) 2021-02-17
US11492687B2 (en) 2022-11-08
WO2019186989A1 (ja) 2019-10-03
MX2020008637A (es) 2020-09-21
US20210040588A1 (en) 2021-02-11
EP3778949A4 (en) 2021-07-21
JP6465256B1 (ja) 2019-02-06

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN111757946B (zh) 钢板
CN112074620B (zh) 镀锌钢板及其制造方法
JP5780171B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板、高強度亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
CN109154044B (zh) 热浸镀锌钢板
JPWO2019212045A1 (ja) 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法
WO2012081666A1 (ja) 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
CN107923007B (zh) 钢板
CN110139941B (zh) 钢板
KR102333410B1 (ko) 고강도 냉연 강판
JP6750771B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6187730B1 (ja) 鋼板
JP7136335B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
CN113272461B (zh) 钢板
EP3514250B1 (en) Steel sheet
JP7020594B2 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
KR102512770B1 (ko) 피복강 부재, 피복강판 및 그것들의 제조 방법
US11866800B2 (en) Steel sheet and method of manufacturing the same
CN115485405B (zh) 钢板及其制造方法
CN113544301B (zh) 钢板
CN115362280B (zh) 钢板及其制造方法
JP7191796B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
TWI650434B (zh) 鋼板

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