JP2013245397A - 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents

強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Abstract


【課題】化学成分の変動に影響されることのない、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供する。
【解決手段】質量%で、C:0.10〜0.25%、Si:0.5〜2.0%、Mn:1.0〜3.0%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、Al:0.01〜0.05%、N:0.01%以下を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、軟質第1相であるフェライトを面積率で20〜50%含み、残部が硬質第2相である、焼戻しマルテンサイトおよび/または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径10〜25μmの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の80%以上を占めるとともに、前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径0.3μm以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト1μm2当たり0.15個超1.0個以下であり、引張強度が980MPa以上である高強度冷延鋼板。
【選択図】なし

Description

本願発明は、自動車部品等に用いられる加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法に関する。
近年、自動車の燃費改善、衝突安全性を両立させるため、構造部品の材料として引張強度５９０ＭＰａ以上の高強度鋼板のニーズが高まってきており、その適用範囲が広がっている。しかし、高強度鋼板は軟鋼にくらべて降伏強度や引張強度、加工硬化指数などの機械的特性のばらつきが大きいため、プレス成形の際にスプリングバックの量が変化することでプレス成形品の寸法精度を確保することが困難となることや、強度がばらついてもプレス成形品の必要強度を確保すべく、鋼板の平均強度を高めに設定する必要があることからプレス金型の寿命が短くなるといった課題がある。
このような課題を解決すべく、高強度鋼板における機械的特性のばらつき抑制に関するさまざまな取り組みがなされてきている。高強度鋼板において上記のような機械的特性のばらつきが発生する原因は、化学成分の変動と製造条件の変動に求めることができ、機械的特性のばらつき低減方法として以下のような提案がなされている。
［従来技術１］
例えば、特許文献１には、Ａ＝Ｓｉ＋９×Ａｌで定義するＡが６．０≦Ａ≦２０．０を満たした、フェライトとマルテンサイトの二相組織鋼とし、この鋼板を製造するに際しては、再結晶焼鈍・焼戻処理を、Ａｃ１以上Ａｃ３以下の温度で１０ｓ以上保持し、５００〜７５０℃までを２０℃／ｓ以下の冷却速度で緩冷却し、その後、１００℃以下までを１００℃／ｓ以上の冷却速度で急冷し、３００〜５００℃で焼戻しを行うことで、鋼材のＡ３点を上昇させることにより、緩冷却終了時点の温度である急冷開始温度が変動したときの上記二相組織の安定性を高めて、機械的特性のばらつきを低減する方法が開示されている。
［従来技術２］
また、特許文献２には、予め鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ開始温度、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度と引張強度の関係を求めておき、対象鋼板の板厚、炭素含有量、リン含有量、焼入れ停止温度および焼入れ後の焼戻し温度を考慮して、目標引張強度に応じて焼入れ開始温度を算出し、求めた焼入れ開始温度で焼入れすることで、強度のばらつきを低減する方法が開示されている。
［従来技術３］
また、特許文献３には、３％以上の残留オーステナイトを含む組織を有する鋼板を製造するにあたり、熱延鋼板を冷間圧延した後の焼鈍処理において、８００℃超Ａｃ３点未満で３０秒〜５分間均熱した後、４５０〜５５０℃の温度範囲まで一次冷却を行い、次いで４５０〜４００℃までの一次冷却速度に比べて小さい冷却速度で二次冷却を行った後、さらに４５０〜４００℃で１分間以上保持することで、板幅方向における伸び特性のばらつきを改善する方法が開示されている。
上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やしてＡｃ３点を高めることによりＡｃ１〜Ａｃ３の２相温度域を拡大し、該２相温度域中における温度依存性を低減させたことで、焼鈍温度の変動による組織分率の変化を抑制することを特徴とするものである。これに対して、本願発明は、フェライト粒内に粗大なセメンタイト粒子を積極的に分散させることで、フェライトの硬さを上昇させる一方、硬質第２相のＣ含有量を減少させてその硬さを低下させ、これにより各組織間の硬さの差異を小さくすることで、組織分率の変化による機械的特性の変動を抑制することを特徴とするものである。したがって、上記従来技術１は、本願発明の技術的思想を示唆するものではない。さらに、上記従来技術１は、Ａｌの添加量を増やす必要があることから、鋼板の製造コストが上昇する問題もある。
また、上記従来技術２は、化学成分の変化に応じて焼入れ温度を変更するので、強度のばらつきは低減できるとしても、組織分率がコイル間で変動するため、伸びや伸びフランジ性のばらつきは低減できない。
また、上記従来技術３は、伸びのばらつきの低減については言及されているものの、伸びフランジ性のばらつきの低減については示唆されていない。
そこで、本発明者らは、化学成分の調整による製造コストの上昇を来たすことなく、焼鈍条件の変動に影響されることのない、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することを目的として研究開発を進め、下記の高強度冷延鋼板およびその製造方法（以下、各々「先行発明鋼板」および「先行発明方法」という。）を開発し、既に特許出願（特願２０１１−２７４２６９）を行った。
先行発明鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５〜０．３０％、Ｓｉ：３．０％以下（０％を含まない）、Ｍｎ：０．１〜５．０％、Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、Ｓ：０．０２％以下（０％を含まない）、Ａｌ：０．０１〜１．０％、Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの粒内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．０５〜０．１５個であることを特徴とするものである。
また、先行発明方法は、上記成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とするものである。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：４５０℃以上６００℃未満
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：２０〜５０％
(3) 焼鈍条件
室温〜６００℃の温度域を０．５〜５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
上記先行発明鋼板および先行発明方法は、フェライトと焼戻しマルテンサイトの硬さの差異を小さくすることで、焼鈍条件の変動による組織分率の変化に伴う機械的特性のばらつきを抑制するのに有用な技術であるが、一方で、化学成分が変動したときには機械的特性が変動しやすいという技術課題が残っていた。
化学成分が変動したときに機械的特性が変動しやすくなるのは、化学成分が変動すると、特に、２相域温度範囲が変化してフェライト粒子のサイズが変わりやすくなるとともに、フェライト粒子内に存在するセメンタイト粒子の数がそれほど多くないためにセメンタイト粒子を含有しないフェライト粒子の数も変化しやすくなり、その結果として組織の均一性が保てなくなり、機械的特性が変動しやすくなるためである。
特開２００７−１３８２６２号公報 特開２００３−２７７８３２号公報 特開２０００−２１２６８４号公報
そこで本願発明の目的は、化学成分の変動に影響されることのない、機械的特性（特に強度と延性）のばらつきの少ない高強度冷延鋼板およびその製造方法を提供することにある。
請求項１に記載の発明は、
質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
Ｃ：０．１０〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：１．０〜３．０％、
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０〜２５μｍの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上を占めるとともに、
前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超１．０個以下であり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上である
ことを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
請求項２に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
請求項３に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
請求項４に記載の発明は、
成分組成が、更に、
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板である。
請求項５に記載の発明は、
請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法である。
(1) 熱間圧延条件
仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
巻取温度：６００〜７５０℃
(2) 冷間圧延条件
冷間圧延率：５０％超８０％以下
(3) 焼鈍条件
室温〜６００℃の温度域を０．５〜５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
(4) 焼戻し条件
焼戻し温度：３００〜５００℃
焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
本願発明によれば、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる複相組織鋼において、フェライト粒子のサイズを揃えるとともに、フェライト粒子内に存在するセメンタイト粒子の数を増加させることで、ほとんどのフェライト粒子内にセメンタイト粒子を含有させた組織が得られ、化学成分が変化しても組織形態がほとんど変化しないことから、化学成分の変動による機械的特性のばらつきの少ない高強度鋼板を提供できるようになった。
実施例の熱処理パターンを模式的に示す図である。
本願の発明者らは、上記課題を解決するために、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイト（以下「焼戻しマルテンサイト等」と総称することもある。）からなる複相組織を有する高強度鋼板に着目し、化学成分の変動による機械的特性（以下「特性」と略称することもある。）のばらつきを低減する方策を検討した。
化学成分の変動による特性のばらつきは、上述したように、化学成分の変動によってフェライト粒子のサイズおよびセメンタイト粒子を含有しないフェライト粒子の数が変動し、その結果組織の均一性が保持できなくなることに起因する。
そこで、フェライト粒子のサイズをできるだけ揃えるとともに、各フェライト粒子内にセメンタイト粒子を含有させて組織を均一化すれば、化学成分が変動しても特性のばらつきが抑制できると考えた。そして、フェライト粒子のサイズをできるだけ揃えるとともに各フェライト粒子内にセメンタイト粒子を含有させるには、前組織から残存するフェライト粒子と、焼鈍加熱後の肩落し冷却時に生成するフェライト粒子のサイズを近づけるとともに、セメンタイト粒子をより多く残存させる組織を作り込むことで実現できると考えた。
上記のような組織を作り込むためには、一例として以下のような方法が考えられる。すなわち、まず、熱延時における巻取り温度を従来より高温化することで、フェライトとパーライトの２相組織を形成させる。ただし、巻取り温度を高温化すると組織は粗大化するので、次工程の冷延時における冷延率を上昇させ、組織中に多くのひずみを導入する。これにより、次工程の焼鈍加熱時において、オーステナイトが核生成しやすくなるので、２相域の高温側で保持することで、より多くのオーステナイト粒子が生成し、それらのオーステナイト粒子の間に、細かいフェライト粒子が残存することになる。一方、焼鈍加熱後の肩落し冷却時に核生成するフェライト粒子も、上記２相域で生成したフェライト粒子とほぼ同じサイズになるので、最終的な組織中のフェライト粒子のサイズは全体としてほぼ均一になる。また、冷延時にひずみが導入されたパーライトを焼鈍加熱することで、パーライトが容易に分断されるので、大きさの揃ったセメンタイト粒子が数多く残存することになる。
したがって、上記先行発明鋼板では、より大きなフェライト粒子内にのみセメンタイト粒子が分散している組織であったのに対し、本願発明の鋼板では、ほとんどのフェライト粒子内にセメンタイト粒子が分散している組織になる。
その結果、本願の発明鋼板では、本願発明が規定する範囲内で化学成分が変動しても組織形態がほとんど変化しないことから、特性ばらつきが低減されることになる。
そして、上記思考実験に基づき、後記［実施例］にて説明する実証試験を実施した結果、確証が得られたので、さらに検討を加え、本願発明を完成するに至った。
以下、まず本願の発明鋼板を特徴づける組織について説明する。
〔発明鋼板の組織〕
上述したとおり、発明鋼板は、軟質第１相であるフェライトと、硬質第２相である焼戻しマルテンサイト等からなる複相組織をベースとするものであるが、特に、全フェライト粒子に対する特定のサイズのフェライト粒子の割合と、全フェライト粒子内の特定のサイズのセメンタイト粒子の存在密度が制御されている点を特徴とする。
＜軟質第１相であるフェライト：面積率で２０〜５０％＞
フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼では、変形は主として変形能の高いフェライトが受け持つ。そのため、フェライト−焼戻しマルテンサイト等の複相組織鋼の伸びは主としてフェライトの面積率で決定される。
目標とする伸びを確保するためには、フェライトの面積率は２０％以上（好ましくは２５％以上、さらに好ましくは３０％以上）が必要である。ただし、フェライトが過剰になると強度が確保できなくなるので、フェライトの面積率は５０％以下（好ましくは４５％以下、さらに好ましくは４０％以下）とする。
＜前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０〜２５μｍの粒子の合計面積：前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上＞
化学成分の変動に影響されないように組織を均一化するため、フェライト粒子のサイズをできるだけ所定の大きさの範囲に揃える必要がある。
本願発明の規定範囲内での化学成分の変動による機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０〜２５μｍの粒子の合計面積を、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上（好ましくは８５％以上）にすることが必要である。
＜前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態：該フェライト１μｍ２当たり０．１５個超１．０個以下＞
組織をより均一化するため、ほとんどのフェライト粒子内に所定のサイズのセメンタイト粒子を分散させる必要がある。
本願発明の規定範囲内での化学成分の変動による機械的特性のばらつきを所望範囲内に抑制するためには、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり０．１５個超（好ましくは、０．２個以上）にすることが必要である。ただし、このようなサイズのセメンタイト粒子が多くなりすぎると、延性が劣化するので、上記セメンタイト粒子の存在密度は、フェライト１μｍ２当たり１．０個以下（好ましくは、０．８個以下）に制限する。
ここで、フェライト粒子内に分散させるセメンタイト粒子のサイズを円相当直径０．３μｍ以上としたのは、セメンタイト粒子を０．３μｍ以上とすることで、セメンタイト粒子による析出強化の寄与度を小さくすることができ、化学成分の変動による特性ばらつきを小さくすることができるという理由による。
以下、各相の面積率、フェライト粒子のサイズおよび特定サイズのフェライト粒子の面積割合、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよび特定サイズのセメンタイト粒子の存在密度の測定方法について説明する。
〔各相の面積率の測定方法〕
まず、各相の面積率については、各供試鋼板を鏡面研磨し、３％ナイタール液で腐食して金属組織を顕出させた後、概略４０μｍ×３０μｍ領域５視野について倍率２０００倍の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像を観察し、点算法で１視野につき１００点の測定を行ってフェライトの各粒子の面積を求め、それらを合計してフェライトの面積を求めた。また、画像解析によってセメンタイトを含む領域を硬質第２相とし、残りの領域を、残留オーステナイト、マルテンサイト、および、残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織とした。そして、各領域の面積比率より各相の面積率を算出した。
〔フェライト粒子のサイズおよび特定サイズのフェライト粒子の面積割合の測定方法〕
上記方法により求めたフェライトの各粒子の面積Ａαから円相当直径Ｄα（Ｄα＝２×（Ａα／π）１／２）を算出するとともに、特定サイズのフェライト粒子の合計面積を求め、これを上記フェライトの全粒子の合計面積で割ることにより、特定サイズのフェライト粒子の面積割合を求めることができる。
〔セメンタイト粒子のサイズおよび特定サイズのセメンタイト粒子の存在密度の測定方法〕
セメンタイト粒子のサイズおよび特定サイズのセメンタイト粒子の存在密度については、各供試鋼板の抽出レプリカサンプルを作成し、２．４μｍ×１．６μｍの領域３視野について倍率５００００倍の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）像を観察し、画像のコントラストから白い部分をセメンタイト粒子と判別してマーキングし、画像解析ソフトにて、前記マーキングした各セメンタイト粒子の面積Ａθから円相当直径Ｄθ（Ｄθ＝２×（Ａθ／π）１／２）を算出するとともに、単位面積あたりに存在する特定サイズのセメンタイト粒子の個数を求めた。なお、複数個のセメンタイト粒子が重なり合う部分は観察対象から除外した。
次に、本願の発明鋼板を構成する成分組成について説明する。以下、化学成分の単位はすべて質量％である。
〔発明鋼板の成分組成〕
Ｃ：０．１０〜０．２５％
Ｃは、硬質第２相の面積率およびフェライト中に存在するセメンタイト量に影響し、強度、伸びおよび伸びフランジ性に影響する重要な元素である。０．１０％未満では強度が確保できなくなる。一方、０．２５％超では溶接性が劣化する。Ｃ含有量の範囲は、好ましくは０．１２〜０．２２％、さらに好ましくは０．１４〜０．２０％である。
Ｓｉ：０．５〜２．０％
Ｓｉは、焼戻し時におけるセメンタイト粒子の粗大化を抑制する効果を有し、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する有用な元素である。０．５％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、２．０％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できない。Ｓｉ含有量の範囲は、好ましくは０．７〜１．８％、さらに好ましくは１．０〜１．５％である。
Ｍｎ：１．０〜３．０％
Ｍｎは、上記Ｓｉと同様、焼戻し時におけるセメンタイトの粗大化を抑制する効果を有することに加え、硬質第２相の変形能を高めることで、伸びと伸びフランジ性の両立に寄与する。また、焼入れ性を高めることで、硬質第２相が得られる製造条件の範囲を広げる効果もある。１．０％未満では上記効果が十分に発揮されないため、伸びと伸びフランジ性を両立できず、一方、３．０％超とすると逆変態温度が低くなりすぎ、再結晶ができなくなるため、強度と伸びのバランスが確保できなくなる。Ｍｎ含有量の範囲は、好ましくは１．２〜２．５％、さらに好ましくは１．４〜２．２％である。
Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）
Ｐは不純物元素として不可避的に存在し、固溶強化により強度の上昇に寄与するが、旧オーステナイト粒界に偏析し、粒界を脆化させることで伸びフランジ性を劣化させるので、０．１％以下とする。好ましくは０．０５％以下、さらに好ましくは０．０３％以下である。
Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｓも不純物元素として不可避的に存在し、ＭｎＳ介在物を形成し、穴拡げ時に亀裂の起点となることで伸びフランジ性を低下させるので、０．０１％以下とする。好ましくは０．００８％以下、さらに好ましくは０．００６％以下である。
Ａｌ：０．０１〜０．０５％
Ａｌは脱酸元素として添加され、介在物を微細化する効果を有する。また、Ｎと結合してＡｌＮを形成し、歪時効の発生に寄与する固溶Ｎを低減させることで伸びや伸びフランジ性の劣化を防止する。０．０１％未満では鋼中に固溶Ｎが残存するため、歪時効が起こり、伸びと伸びフランジ性を確保できず、一方、０．０５％超では加熱時におけるオーステナイトの形成を阻害するため、硬質第２相の面積率を確保できず、伸びフランジ性を確保できなくなる。
Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
Ｎも不純物元素として不可避的に存在し、歪時効により伸びと伸びフランジ性を低下させるので、低い方が好ましく、０．０１％以下とする。
本願発明の鋼は上記成分を基本的に含有し、残部が実質的に鉄及び不純物であるが、その他、本願発明の作用を損なわない範囲で、以下の許容成分を添加することができる。
Ｃｒ：０．０１〜１．０％
Ｃｒは、セメンタイトの成長を抑制することで、伸びフランジ性を改善できる有用な元素である。０．０１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、１．０％を超える添加では粗大なＣｒ７Ｃ３が形成されるようになり、伸びフランジ性が劣化してしまう。
Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
これらの元素は、固溶強化により成形性を劣化させずに強度を改善するのに有用な元素である。各元素とも上記各下限値未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも１．０％を超える添加ではコストが高くなりすぎる。
Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
これらの元素は、介在物を微細化し、破壊の起点を減少させることで、伸びフランジ性を向上させるのに有用な元素である。各元素とも０．０００１％未満の添加では上記のような作用を有効に発揮しえず、一方、各元素とも０．０１％を超える添加では逆に介在物が粗大化し、伸びフランジ性が低下する。
なお、ＲＥＭは、希土類元素、すなわち、周期律表の３Ａ属元素を指す。
次に、本願の発明鋼板を得るための好ましい製造方法を以下に説明する。
〔発明鋼板の好ましい製造方法〕
上記のような冷延鋼板を製造するには、まず、上記成分組成を有する鋼を溶製し、造塊または連続鋳造によりスラブとしてから熱間圧延を行い、酸洗してから冷間圧延を行う。
［熱間圧延条件］
熱間圧延条件としては、仕上げ圧延の終了温度をＡｒ３点以上に設定し、適宜冷却を行った後、６００〜７５０℃の範囲で巻き取るのがよい。
＜巻取り温度：６００〜７５０℃＞
巻取り温度を上記先行発明方法より高温の６００℃以上（より好ましくは６１０℃以上）にすることで、フェライトとパーライトの２相組織を形成させるためである。ただし、巻取り温度を高くしすぎると、パーライト部分のセメンタイトが球状化し、初期セメンタイトが過剰に大きくなりやすくなるため、７５０℃以下（より好ましくは７００℃以下）とする。
［冷間圧延条件］
冷間圧延条件としては、冷間圧延率（以下、「冷延率」ともいう。）を５０％超８０％以下の範囲とするのがよい。
＜冷延率：５０％超８０％以下＞
冷延率を上記先行発明方法より高い５０％超（より好ましくは５２％以上）とすることで、組織中に多くのひずみを導入するためである。ただし、冷延率を高くしすぎると、冷延時の変形抵抗が高くなりすぎ、圧延速度が低下することによって生産性が極端に悪化するので、８０％以下（より好ましくは７０％以下）とする。
そして、上記冷間圧延後、引き続き、焼鈍、さらには焼戻しを行う。
［焼鈍条件］
焼鈍条件としては、室温〜６００℃の温度域を０．５〜５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度（徐冷終了温度）までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度（徐冷速度）で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度（急冷終了温度）までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度（急冷速度）で急冷するのがよい。
＜室温〜６００℃の温度域を０．５〜５．０℃／ｓの第１加熱速度で昇温＞
冷延材の焼鈍に際して、まず、比較的ゆっくり加熱することで、フェライトが再結晶する過程において、前組織中に既に析出していたセメンタイト粒子を粗大化させ、そのセメンタイト粒子が再結晶フェライトに取り込まれることで、フェライト粒内に大きなセメンタイト粒子が存在する組織とするためである。また、この加熱の際に、フェライト中の転位密度も十分に低減できる。
上記作用を有効に発揮させるためには、第１加熱速度は５．０℃／ｓ以下（より好ましくは４．８℃／ｓ以下）とするのがよい。ただし、第１加熱速度が低すぎると、セメンタイトが粗大になりすぎ延性を劣化させるので、０．５℃／ｓ以上（より好ましくは１．０℃／ｓ以上）とするのがよい。
＜６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で昇温＞
次いで、Ａｃ１点〜焼鈍温度（２相温度域）で所定時間加熱保持して上記粗大化したセメンタイトの一部を溶解させて、その後の室温付近までの急冷で固溶Ｃをフェライト中に濃化させることにより、上記先行発明鋼板と同様に、フェライトと焼戻しマルテンサイトの硬さの差異を小さくして焼鈍条件の変動による機械的特性のばらつきを抑制するためである。
上記作用を有効に発揮させるためには、第２加熱速度を第１加熱速度の１／２以下（より好ましくは１／３以下）とするのがよい。
＜（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持＞
２相域の高温側で保持することで、オーステナイトを核生成しやすくして、細かいフェライトを残存させるとともに、面積率５０％以上の領域をオーステナイトに変態させることにより、その後の冷却時に十分な量の硬質第２相を変態生成させるためである。
焼鈍温度が（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２未満では、セメンタイトが十分に溶解せず、粗大なまま残存し、延性が劣化する。一方、焼鈍温度がＡｃ３を超えると、セメンタイトが全て溶解してしまい、その結果、焼戻しマルテンサイト等の硬さが高くなり、延性が劣化する。
また、焼鈍保持時間が３６００ｓを超えると、生産性が極端に悪化するので好ましくない。焼鈍保持時間のより好ましい下限は６０ｓである。加熱時間を長時間化することでさらにフェライト中の歪を除去することができる。
＜７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷＞
肩落し冷却時に核生成するフェライトのサイズを上記２相域で生成したフェライトとほぼ同じサイズにするとともに、それらを合わせて面積率で２０〜５０％のフェライト組織を形成させることにより、伸びフランジ性を確保したまま伸びの改善が図れるためである。
５００℃未満の温度または１℃／ｓ未満の冷却速度ではフェライトが過剰に形成され、強度と伸びフランジ性が確保できなくなる。
＜Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷＞
冷却中にオーステナイトからフェライトが形成されることを抑制し、硬質第２相を得るためである。
Ｍｓ点より高い温度で急冷を終了させたり、冷却速度が５０℃／ｓ未満になると、ベイナイトが過剰に形成されるようになり、鋼板の強度が確保できなくなる。
［焼戻し条件］
焼戻し条件としては、上記焼鈍冷却後の温度から焼戻し温度：３００〜５００℃まで加熱し、３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に焼戻し保持時間：６０〜１２００ｓ滞在させた後、冷却すればよい。
上記焼鈍時にフェライト中に濃化させた固溶Ｃを焼戻しを経てもフェライト中にそのまま残存させてフェライトの硬さを上昇させる一方、上記焼鈍時にフェライト中への固溶Ｃの濃化の反作用としてＣ含有量が低下した硬質第２相から、さらに焼戻しでＣをセメンタイトとして析出させたり、微細なセメンタイト粒子を粗大化させたりして硬質第２相の硬さを低下させるためである。
焼戻し温度が３００℃未満、あるいは、焼戻し時間が６０ｓ未満では、硬質第２相の軟質化が十分でなくなる。一方、焼戻し温度が５００℃超えると、硬質第２相が軟質化し過ぎて強度が確保できなくなる、もしくはセメンタイトが粗大化し過ぎて伸びフランジ性が劣化する。また、焼戻し時間が１２００ｓを超えると、生産性が低下するため好ましくない。
焼戻し温度のより好ましい範囲は３２０〜４８０℃であり、焼戻し保持時間のより好ましい範囲は１２０〜６００ｓである。
下記表１に示すように種々の成分の鋼を溶製し、厚さ１２０ｍｍのインゴットを作成した。これを熱間圧延で厚さ２５ｍｍにした後、下記表２〜４に示す種々の製造条件で、再度の熱間圧延で厚さ３．２ｍｍとし、これを酸洗した後、さらに厚さ１．６ｍｍに冷間圧延し、その後熱処理（図１に示す熱処理パターン参照）を施した。
なお、表１中のＡｃ１およびＡｃ３は下記式１および式２を用いて求めた（幸田成康監訳，「レスリー鉄鋼材料学」，丸善株式会社，１９８５年，ｐ．２７３参照）。
式１：Ａｃ１（℃）＝７２３＋２９．１［Ｓｉ］−１０．７［Ｍｎ］＋１６．９［Ｃｒ］−１６．９［Ｎｉ］
式２：Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３√［Ｃ］＋４４．７［Ｓｉ］＋３１．５［Ｍｏ］−１５．２［Ｎｉ］
ただし、［ ］は、各元素の含有量（質量％）を示す。
熱処理後の各鋼板について、上記［発明を実施するための形態］の項で説明した測定方法により、各相の面積率、フェライト粒子のサイズおよび特定サイズのフェライト粒子の面積割合、ならびに、セメンタイト粒子のサイズおよび特定サイズのセメンタイト粒子の存在密度を測定した。
また、上記熱処理後の各鋼板について、引張強度ＴＳ、伸びＥＬ、および伸びフランジ性λを測定することにより、各鋼板の特性を評価するとともに、化学成分の変化による特性のばらつきの度合いから各鋼板の特性の安定性を評価した。
具体的には、熱処理後の鋼板の特性は、ＴＳ≧９８０ＭＰａ、ＥＬ≧１３％、λ≧４０％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
また、熱処理後の鋼板の特性の安定性は、特定の化学成分を変化させた２種類の鋼種（例えば、Ａ−１とＡ−２）の供試材の各々に対して、同一の製造条件（例えば製造Ｎｏ．１）で製造実験を行い、ＴＳの変化幅ΔＴＳ≦１５０ＭＰａ、ＥＬの変化幅ΔＥＬ≦２％、λの変化幅Δλ≦１５％の全てを満たすものを合格（○）とし、それ以外のものを不合格（×）とした。
なお、引張強度ＴＳと伸びＥＬは、圧延方向と直角方向に長軸をとってＪＩＳ Ｚ ２２０１に記載の５号試験片を作成し、ＪＩＳ Ｚ ２２４１に従って測定を行った。また、伸びフランジ性λは、鉄連規格ＪＦＳＴ１００１に則り、穴拡げ試験を実施して穴拡げ率の測定を行い、これを伸びフランジ性とした。
測定結果を表５〜７に示す。
これらの表より、製造Ｎｏ．１、２、５〜７、９、１２、１４、１７、２０、２２、２６〜３０は、本願発明の要件を全て満たす発明例である。いずれの発明例も、機械的特性の絶対値に優れるのみならず、化学成分の変動に起因する機械的特性のばらつきが抑制された均質な冷延鋼板が得られていることがわかる。
これに対して、本願発明の要件のいずれかを満たさない比較例は、それぞれ以下のような不具合を有している。
製造Ｎｏ．３は、鋼種Ｃ−２ではＭｎが少なすぎるため、加熱中に再結晶フェライト粒が粗大化しやすく、１０〜２５μｍのフェライト粒子の割合が不足し、その結果、ＴＳが合格基準に達していない。また、Ｍｎが適正範囲内の鋼種Ｃ−１と同一の製造条件で製造しているにも関わらず、ΔＥＬも合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．４は、鋼種Ｄ−１ではＣが少なすぎるため、フェライトの面積率が過大になり、またセメンタイトの生成も不足し、その結果、ＴＳが合格基準に達していない。また、Ｃが適正範囲内にある鋼種Ｄ−２と同一の製造条件で製造しているにも関わらず、ΔＥＬも合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．８は、巻取り温度が低すぎるため、セメンタイトが十分に生成せず、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、ΔＴＳ、ΔＥＬが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１０は、冷延率が低すぎるため、フェライトが十分に整粒化せず、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、ΔＥＬが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１１は、焼鈍時の第１加熱速度が高すぎるため、セメンタイトが十分に生成せず、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、ΔＴＳが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１３は、冷延率が低く、焼鈍時の第２加熱速度／第１加熱速度の比が高すぎるため、フェライトが十分に整粒化せず、またセメンタイトも生成しすぎる場合があり、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、Δλが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１５は、焼鈍温度が低すぎるため、フェライトが十分に整粒化しなかったり、セメンタイトが生成しすぎたりして、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、Δλが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１６は、徐冷速度が低すぎるため、フェライトの面積率が不足する場合があり、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１とＨ−２とで同一の製造条件で製造しても、Δλが合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．１８は、徐冷終了温度が低すぎるため、フェライトが生成しすぎてフェライトの面積率が過剰になり、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１、Ｈ−２ともにＴＳ、λが合格基準に達していない。
製造Ｎｏ．１９は、急冷終了温度が高すぎるため、他の組織（主に残留オーステナイト）が生成し、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１、Ｈ−２ともにλが合格基準に達していない。
製造Ｎｏ．２１は、焼戻し温度が高すぎるため、硬質第２相が軟質化されすぎ、その結果、化学成分の異なる鋼種Ｈ−１、Ｈ−２ともにＴＳが合格基準に達していない。
製造Ｎｏ．２３は、鋼種Ｊ−２ではＳｉが多すぎるため、セメンタイトが十分に生成せず、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。また、Ｓｉが適正範囲内の鋼種Ｊ−１と同一の製造条件で製造しているにも関わらず、ΔＥＬも合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．２４は、鋼種Ｋ−１ではＭｎが多すぎるため、セメンタイトが生成しすぎ、その結果、ＥＬ、λが合格基準に達していない。また、Ｍｎが適正範囲内の鋼種Ｋ−２と同一の製造条件で製造しているにも関わらず、ΔＥＬも合格基準を満たしていない。
製造Ｎｏ．２５は、鋼種Ｌ−１ではＣが多すぎるため、フェライトの面積率が不足し、その結果、ＥＬが合格基準に達していない。また、Ｃが適正範囲内の鋼種Ｌ−２と同一の製造条件で製造しているにも関わらず、ΔＴＳ、ΔＥＬ、Δλも合格基準を満たしていない。

Claims (5)

  1. 質量％で（以下、化学成分について同じ。）、
    Ｃ：０．１０〜０．２５％、
    Ｓｉ：０．５〜２．０％、
    Ｍｎ：１．０〜３．０％、
    Ｐ：０．１％以下（０％を含まない）、
    Ｓ：０．０１％以下（０％を含まない）、
    Ａｌ：０．０１〜０．０５％、
    Ｎ：０．０１％以下（０％を含まない）
    を各々含み、残部が鉄および不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    軟質第１相であるフェライトを面積率で２０〜５０％含み、
    残部が硬質第２相である、焼戻しマルテンサイトおよび／または焼戻しベイナイトからなる組織を有し、
    前記フェライトの全粒子のうち、平均粒径１０〜２５μｍの粒子の合計面積が、前記フェライトの全粒子の合計面積の８０％以上を占めるとともに、
    前記フェライトの全粒子内に存在する、円相当直径０．３μｍ以上のセメンタイト粒子の分散状態が、前記フェライト１μｍ２当たり０．１５個超１．０個以下であり、
    引張強度が９８０ＭＰａ以上である
    ことを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  2. 成分組成が、更に、
    Ｃｒ：０．０１〜１．０％
    を含むものである請求項１に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  3. 成分組成が、更に、
    Ｍｏ：０．０１〜１．０％、
    Ｃｕ：０．０５〜１．０％、
    Ｎｉ：０．０５〜１．０％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１または２に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  4. 成分組成が、更に、
    Ｃａ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｍｇ：０．０００１〜０．０１％、
    Ｌｉ：０．０００１〜０．０１％、
    ＲＥＭ：０．０００１〜０．０１％の１種または２種以上
    を含むものである請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板。
  5. 請求項１〜４のいずれか１項に示す成分組成を有する鋼材を、下記(1)〜(4)に示す各条件で、熱間圧延した後、冷間圧延し、その後、焼鈍し、さらに焼戻しすることを特徴とする強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板の製造方法。
    (1) 熱間圧延条件
    仕上げ圧延終了温度：Ａｒ３点以上
    巻取温度：６００〜７５０℃
    (2) 冷間圧延条件
    冷間圧延率：５０％超８０％以下
    (3) 焼鈍条件
    室温〜６００℃の温度域を０．５〜５．０℃／ｓの第１加熱速度で、６００℃〜焼鈍温度の温度域を第１加熱速度の１／２以下の第２加熱速度で、それぞれ昇温し、（Ａｃ１＋Ａｃ３）／２〜Ａｃ３の焼鈍温度にて、３６００ｓ以下の焼鈍保持時間だけ保持した後、焼鈍温度から、７３０℃以下５００℃以上の第１冷却終了温度までを１℃／ｓ以上５０℃／ｓ未満の第１冷却速度で徐冷した後、Ｍｓ点以下の第２冷却終了温度までを５０℃／ｓ以上の第２冷却速度で急冷する。
    (4) 焼戻し条件
    焼戻し温度：３００〜５００℃
    焼戻し保持時間：３００℃〜焼戻し温度の温度範囲内に６０〜１２００ｓ
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WO (1) WO2013180037A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022210396A1 (ja) 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法
WO2023008516A1 (ja) 2021-07-28 2023-02-02 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2015080242A1 (ja) * 2013-11-29 2015-06-04 新日鐵住金株式会社 熱間成形鋼板部材およびその製造方法ならびに熱間成形用鋼板
JP6554396B2 (ja) * 2015-03-31 2019-07-31 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
CN110325657A (zh) * 2017-02-21 2019-10-11 杰富意钢铁株式会社 高碳热轧钢板及其制造方法
WO2018189950A1 (ja) 2017-04-14 2018-10-18 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
CN108176414B (zh) * 2017-12-12 2020-11-24 上海大学 催化剂MnFe2O4-MIL-53(Al)磁性复合材料、其制备方法和应用
CN115181895B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009144239A (ja) * 2007-11-22 2009-07-02 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2010255050A (ja) * 2009-04-24 2010-11-11 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011038121A (ja) * 2009-08-06 2011-02-24 Nippon Steel Corp 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2011080106A (ja) * 2009-10-05 2011-04-21 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2013124400A (ja) * 2011-12-15 2013-06-24 Kobe Steel Ltd 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3583306B2 (ja) 1999-01-20 2004-11-04 株式会社神戸製鋼所 板幅方向における伸びのバラツキが改善された高強度高延性冷延鋼板の製造方法
JP3849559B2 (ja) 2002-03-22 2006-11-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板の製造方法
DE60335106D1 (de) * 2002-06-14 2011-01-05 Jfe Steel Corp Hochfeste kaltgewalzte stahlplatte und herstellungsverfahren dafür
CN101238233B (zh) * 2005-08-03 2012-11-28 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP4640130B2 (ja) 2005-11-21 2011-03-02 Ｊｆｅスチール株式会社 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4461112B2 (ja) * 2006-03-28 2010-05-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高強度鋼板
EP2465962B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
JP5272547B2 (ja) * 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US8679265B2 (en) 2007-11-22 2014-03-25 Kobe Steel, Ltd. High-strength cold-rolled steel sheet
KR101230803B1 (ko) 2008-03-07 2013-02-06 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
JP4712882B2 (ja) * 2008-07-11 2011-06-29 株式会社神戸製鋼所 耐水素脆化特性および加工性に優れた高強度冷延鋼板
WO2010114131A1 (ja) 2009-04-03 2010-10-07 株式会社神戸製鋼所 冷延鋼板およびその製造方法
CN102712980B (zh) * 2010-01-26 2014-07-02 新日铁住金株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5530209B2 (ja) * 2010-02-05 2014-06-25 株式会社神戸製鋼所 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2013089095A1 (ja) 2011-12-15 2013-06-20 株式会社神戸製鋼所 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2009144239A (ja) * 2007-11-22 2009-07-02 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2010255050A (ja) * 2009-04-24 2010-11-11 Kobe Steel Ltd 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP2011038121A (ja) * 2009-08-06 2011-02-24 Nippon Steel Corp 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2011080106A (ja) * 2009-10-05 2011-04-21 Kobe Steel Ltd 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板
JP2013124400A (ja) * 2011-12-15 2013-06-24 Kobe Steel Ltd 強度および延性のばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2022210396A1 (ja) 2021-03-31 2022-10-06 日本製鉄株式会社 鋼板、鋼板の製造方法、および中間鋼板の製造方法
KR20230148847A (ko) 2021-03-31 2023-10-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판, 강판의 제조 방법, 및 중간 강판의 제조 방법
WO2023008516A1 (ja) 2021-07-28 2023-02-02 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR20240025615A (ko) 2021-07-28 2024-02-27 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법

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CN104364407B (zh) 2016-06-08
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