JP2017186644A - 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
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Abstract
【課題】引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度領域において、高降伏比であり、延性および曲げ性に優れた高強度鋼板を提供する。【解決手段】所定の成分組成を満足し、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値Ｘが８以下、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値Ｙと前記Ｘの差の値Ｙ−Ｘが３０．０以上、４５未満、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値Ｚと、前記Ｙの差の値Ｚ−Ｙが４８．０以上、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が２％以下である高強度冷延鋼板。ＩＱを電子線後方散乱回折パターンの鮮明度として、上記ＩＱｍａｘは全測定点中のＩＱの最大値であり、上記ＩＱｍｉｎは全測定点中のＩＱの最小値である。【選択図】図１
Description
本発明は、高強度冷延鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関し、より詳細には、延性、曲げ性に優れ高降伏比である引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、または高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関する。以下では、これら高強度冷延鋼板と高強度溶融亜鉛めっき鋼板をまとめて、単に高強度鋼板と呼ぶ場合がある。
近年、自動車用鋼板や輸送機械用鋼板等の部材の高強度化に伴い、延性、曲げ性といった加工性が低下しており、複雑形状の部材をプレス成形することは困難であった。よって、高強度鋼板であっても、上記加工性に優れた技術の提供が求められている。
また、自動車用鋼板は、車体構造用部材に適用した場合、同じ引張強度では降伏比が高い程、衝撃吸収エネルギーが優れる。一方、降伏比が高すぎる場合、スプリングバックが大きくなる等、成形した際の形状凍結性が悪化する。従って、ＹＲ（Ｙｉｅｌｄ Ｒａｔｉｏ）で表される降伏比が、例えば、７９％以上、９０％未満程度である鋼板が求められている。なお前記ＹＲとは、０．２％耐力であるＹＳ（Ｙｉｅｌｄ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）を、引張強度であるＴＳ（Ｔｅｎｓｉｌｅ Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）で除して１００をかけた値である。
上記要求特性のうち、高強度鋼板の加工性向上技術として、下記特許文献が提案されている。特許文献１には、マルテンサイト、ベイナイト、もしくはそれらを複合させたミクロ組織とし、且つ、鋼板の表層を軟質とすることによって、強度−曲げ性バランスを向上できることが示されている。しかし、特許文献１は、高強度化および上記成形性について検討されているに留まり、降伏比、延性（伸び）については、考慮されていない。
特許文献２には、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖから選択される一種以上の元素を添加し、且つＢの添加を必須とし、ベイナイト、マルテンサイト主体の組織、且つベイナイトの平均結晶粒径を７μｍ以下に制御することによって、高い降伏比と優れた延性（伸び）を確保した、高強度鋼板が示されている。しかし、上記特許文献２の実施例に具体的に開示されている鋼板は、且つ、曲げ性は考慮されていない。
上記特許文献では、引張強度、降伏比、延性、および曲げ性の全てを満足するような検討はされていない。
本発明は上記事情に鑑みてなされたものであって、その目的は、引張強度９８０ＭＰａ以上の高強度領域において、高降伏比であり、延性および曲げ性に優れた高強度鋼板を提供することにある。
上記目的を達成した本発明は、質量％で、Ｃ：０．１２〜０．１９％、Ｓｉ：０％超、０．４％以下、Ｍｎ：１．８０〜２．４５％、Ｐ：０％超、０．０２０％以下、Ｓ：０％超、０．００４０％以下、Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、Ｔｉ：０．０１０〜０．０３５％、およびＢ：０．００２５〜０．００４０％を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、下記（１）で定義されるＸが８以下であり、下記（２）で定義されるＹと前記Ｘの差の値Ｙ−Ｘが３０．０以上、４５未満であり、下記（３）で定義されるＺと前記Ｙの差の値Ｚ−Ｙが４８．０以上であり、全組織に対する残留オーステナイトの体積率が２％以下であり、引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板である。
（１）Ｘは、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（２）Ｙは、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（３）Ｚは、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
上記（１）〜（３）におけるＩＱは、電子線後方散乱回折パターンの鮮明度であり、ＩＱｍａｘは全測定点中のＩＱの最大値であり、ＩＱｍｉｎは全測定点中のＩＱの最小値である。
（１）Ｘは、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（２）Ｙは、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（３）Ｚは、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
上記（１）〜（３）におけるＩＱは、電子線後方散乱回折パターンの鮮明度であり、ＩＱｍａｘは全測定点中のＩＱの最大値であり、ＩＱｍｉｎは全測定点中のＩＱの最小値である。
本発明の高強度冷延鋼板は、更に、質量％で、（ａ）Ｃｕ：０％超、０．３％以下、Ｎｉ：０％超、０．３％以下、Ｃｒ：０％超、０．２５％以下、Ｍｏ：０％超、０．１％以下、Ｖ：０％超、０．０５％以下およびＮｂ：０％超、０．０８％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有することや、（ｂ）Ｃａ：０％超、０．００５％以下を含有することが好ましい。
本発明は、上記高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板も包含する。
本発明によれば、鋼中成分および残留オーステナイト体積率およびＩＱ（Ｉｍａｇｅ Ｑｕａｌｉｔｙ、イメージクオリティ）が適切に制御されているため、延性、曲げ性に優れた引張強度９８０ＭＰａ以上、且つ、高降伏比の高強度を有する冷延鋼板、および溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができる。
本発明者らは、引張強度が９８０ＭＰａ以上で、且つ、高降伏比である高強度鋼板であって、延性、および曲げ性（以下、加工性と呼ぶことが有る）に優れる高強度鋼板を提供するため、鋼中成分、残留オーステナイト体積率、ＩＱ（イメージクオリティ）に着目して鋭意検討を重ねてきた。その結果、鋼中成分、残留オーステナイト体積率、ＩＱを、それぞれ以下の範囲に調整すれば良いことを突き止めた。なお、本明細書において高強度とは、引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを意味する。
まず、本発明を最も特徴付けるＩＱ（イメージクオリティ）について詳細を説明する。ＩＱとは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ、電子線後方散乱回折）パターンの鮮明度である。ＩＱは結晶中の歪量に影響を受けることが知られており、具体的にはＩＱが小さいほど、結晶中に歪が多く存在する傾向にある。例えば、マルテンサイトは高転位密度で結晶構造の乱れを含むためＩＱが低下し、フェライトは低転位密度のためＩＱが高くなる傾向にある。そのため、従来では、ＩＱの絶対値を指標として、例えばＩＱが４０００以上の組織をフェライトと判定する方法などが提案されている。しかし、本発明者らの検討結果によれば、ＩＱの絶対値に基づく方法は、組織観察のための研磨条件や検出器などの影響を受け易く、ＩＱの絶対値が変動し易いことが分かった。
そこで本発明者らは、鋼板中の歪の分散状態、すなわちＥＢＳＤパターンの鮮明度であるＩＱの分布状態が降伏比、延性、曲げ性に与える影響を調査した。その結果、ＩＱが後述する要件を満足することが、良好な延性、曲げ性、および高降伏比のいずれをも達成するために重要であることを見出した。ＩＱの測定方法の詳細は後述する実施例の欄で説明する。
本発明では、下記（１）で定義されるＸが８以下であり、下記（２）で定義されるＹと前記Ｘの差の値Ｙ−Ｘが３０．０以上、４５未満であり、下記（３）で定義されるＺと前記Ｙの差の値Ｚ−Ｙが４８．０以上である。下記（１）〜（３）におけるＩＱは、電子線後方散乱回折パターンの鮮明度であり、ＩＱｍａｘは全測定点中のＩＱの最大値であり、ＩＱｍｉｎは全測定点中のＩＱの最小値である。
（１）Ｘは、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
（２）Ｙは、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
（３）Ｚは、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
（１）Ｘは、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
（２）Ｙは、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
（３）Ｚは、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値である。
Ｘ、Ｙ、Ｚによって特定される事項を図１に模式的に表す。図１の横軸はＩＱ値であり、縦軸は各ＩＱ値を示す測定点の個数割合（％）を示す。Ｘとは、ＩＱ値が［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下となる測定点の、全測定点に対する個数割合（百分率での頻度）である。Ｙとは、ＩＱ値が［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点の、全測定点に対する個数割合（百分率での頻度）である。Ｚとは、ＩＱ値が［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点の、全測定点に対する個数割合（百分率での頻度）である。従って、Ｘが８以下であるということは、ＩＱ値が［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下となる測定点の、全測定点に対する割合が８％以下であるということである。また、Ｙ−Ｘの値が３０．０以上、４５未満であるということは、ＩＱ値が［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］を超え、且つ［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点の、全測定点に対する割合が３０．０％以上、４５％未満であることを意味する。また、Ｚ−Ｙの値が４８．０以上であるということは、ＩＱ値が［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］を超え、且つ［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点の、全測定点に対する割合が４８．０％以上であることを意味する。
Ｘの値が８を超えると降伏比が低くなり、曲げ性も劣化する。この理由は必ずしも明確ではないが、Ｘの値が大きくなることは、歪の多い結晶が増えることを意味し、歪の多い結晶が増えることにより、可動転移が増加し、降伏比が低下すると考えられる。曲げ性劣化については、歪の多い結晶の周辺で破壊の起点となるミクロクラックが増加したことに起因すると考えている。Ｘの値は、好ましくは６以下、より好ましくは５以下である。Ｘの値の下限は特に限定されないが、例えば０．５である。
本発明では上記した通り、Ｘが８以下であると共に、Ｙ−Ｘの値が３０．０以上、４５未満である。Ｙ−Ｘの値が３０．０未満となると、降伏比が低下する。一方、Ｙ−Ｘの値が４５以上になると、降伏比が高くなりすぎ、且つ、延性が低下する。この理由は、必ずしも明確ではないが、Ｙ−Ｘの値が大きくなるに従い、鋼板中の歪分布が均質となり、降伏比が増加し延性が低下したと考えられる。Ｙ−Ｘの値は、好ましくは３３．０以上、４４．０以下であり、より好ましくは３５．０以上、４３．０以下である。
また、本発明では、Ｙ−Ｘの値が３０．０以上、４５未満であると共に、Ｚ−Ｙの値が４８．０以上である。Ｚ−Ｙの値を４８．０以上とすることにより、延性を向上できる。この理由は、必ずしも明確ではないが、上記Ｙ−Ｘの値を制御することによって降伏比を所定範囲に調整でき、Ｚ−Ｙの値が大きくなるに従い、鋼板中の歪が少ない結晶を導入できるため、延性が向上したと考えられる。Ｚ−Ｙの値は、好ましくは４９．０以上、より好ましくは５０．０以上である。Ｚ−Ｙの値の上限は特に限定されないが、例えば６５である。
また、本発明では、全組織に対する残留オーステナイトの体積率を２％以下とする。残留オーステナイト体積率が大きくなると、降伏比が低下する。残留オーステナイト体積率は、好ましくは１．５％以下、より好ましくは１％以下であり、最も好ましくは０％である。残留オーステナイトの体積率は、後記する実施例でも記載する通り、ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６に記載の方法によって測定される値である。
本発明の高強度鋼板のミクロ組織は、主としてマルテンサイト組織およびベイナイト組織であり、全組織に対するこれら組織の合計割合は、例えば９５面積％以上である。
更に、本発明では上記のようにＩＱと残留オーステナイトの体積率を制御することに加えて、鋼板中の化学成分を下記の通り制御する必要がある。なお、本明細書において、化学成分はいずれも質量％を意味する。
Ｃ：０．１２〜０．１９％
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、Ｃ量が不足すると、引張強度が低下する。そのためにＣ量の下限を０．１２％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは０．１４％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になるとＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、曲げ性が低下する。また、残留オーステナイトが過剰に生成するため、降伏比が低下する。そこで、Ｃ量の上限を０．１９％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１７％以下である。
Ｃは、鋼板の強度を確保するために必要な元素であり、Ｃ量が不足すると、引張強度が低下する。そのためにＣ量の下限を０．１２％以上とする。Ｃ量の下限は、好ましくは０．１３％以上であり、より好ましくは０．１４％以上である。しかし、Ｃ量が過剰になるとＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、曲げ性が低下する。また、残留オーステナイトが過剰に生成するため、降伏比が低下する。そこで、Ｃ量の上限を０．１９％以下とする。Ｃ量の上限は、好ましくは０．１８％以下であり、より好ましくは０．１７％以下である。
Ｓｉ：０％超、０．４％以下
Ｓｉは、過剰に添加すると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、延性が低下する。そのためＳｉ量の上限を０．４％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。Ｓｉは含有しなくてもよいが、その量を０％にすることは工業生産上困難である。なお、Ｓｉは固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、引張強度を向上させることに有効に作用する元素である。更にＳｉは、曲げ性を向上させる元素でもある。このような効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上である。
Ｓｉは、過剰に添加すると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、延性が低下する。そのためＳｉ量の上限を０．４％以下とする。Ｓｉ量の上限は、好ましくは０．３％以下であり、より好ましくは０．２％以下である。Ｓｉは含有しなくてもよいが、その量を０％にすることは工業生産上困難である。なお、Ｓｉは固溶強化元素として知られており、延性の低下を抑えつつ、引張強度を向上させることに有効に作用する元素である。更にＳｉは、曲げ性を向上させる元素でもある。このような効果を有効に発揮させるには、Ｓｉ量は０．０１％以上が好ましく、より好ましくは０．１％以上である。
Ｍｎ：１．８０〜２．４５％
Ｍｎは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｍｎが少なすぎると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比が低下する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｍｎ量の下限を１．８０％以上とする。Ｍｎ量は好ましくは１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、曲げ性が低下する。そのため、Ｍｎ量の上限を２．４５％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．３５％以下であり、より好ましくは２．２５％以下である。
Ｍｎは、鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｍｎが少なすぎると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比が低下する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｍｎ量の下限を１．８０％以上とする。Ｍｎ量は好ましくは１．９％以上であり、より好ましくは２．０％以上である。しかし、Ｍｎ量が過剰になると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比、曲げ性が低下する。そのため、Ｍｎ量の上限を２．４５％以下とする。Ｍｎ量の上限は、好ましくは２．３５％以下であり、より好ましくは２．２５％以下である。
Ｐ：０％超、０．０２０％以下
Ｐは、不可避的に含有する元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、曲げ性を劣化させるため、Ｐ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｐ量の上限は、０．０２０％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
Ｐは、不可避的に含有する元素であり、粒界に偏析して粒界脆化を助長する元素であり、曲げ性を劣化させるため、Ｐ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｐ量の上限は、０．０２０％以下とする。Ｐ量の上限は、好ましくは０．０１５％以下であり、より好ましくは０．０１０％以下である。なお、Ｐは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
Ｓ：０％超、０．００４０％以下
ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、曲げ性を劣化させるため、Ｓ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｓ量の上限は、０．００４０％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
ＳもＰと同様に不可避的に含有する元素であり、介在物を生成し、曲げ性を劣化させるため、Ｓ量はできるだけ低減することが推奨される。そのため、Ｓ量の上限は、０．００４０％以下とする。Ｓ量の上限は、好ましくは０．００３％以下、より好ましくは０．００２％以下である。なお、Ｓは鋼中に不可避的に含まれる不純物であり、その量を０％にすることは工業生産上不可能である。
Ａｌ：０．０１５〜０．０６％
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量の下限を０．０１５％以上とする。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、曲げ性を劣化させることがあるため、Ａｌ量の上限を０．０６％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０５５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ａｌは、脱酸剤として作用する元素である。こうした作用を有効に発揮させるには、Ａｌ量の下限を０．０１５％以上とする。Ａｌ量の下限は、好ましくは０．０２５％以上であり、より好ましくは０．０３０％以上である。しかし、Ａｌ量が過剰になると鋼板中にアルミナなどの介在物が多く生成し、曲げ性を劣化させることがあるため、Ａｌ量の上限を０．０６％以下とする。Ａｌ量の上限は、好ましくは０．０５５％以下であり、より好ましくは０．０５０％以下である。
Ｔｉ：０．０１０〜０．０３５％
Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して強度を向上させる元素である。また、Ｂの焼入れ性を有効に活用するための元素でもある。詳細には、Ｔｉ窒化物形成により鋼中Ｎを低減し、Ｂ窒化物の形成を抑制し、Ｂが固溶状態となり、有効にＢの焼入れ性を発揮できる。このように、Ｔｉは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｔｉ量の下限を、０．０１０％以上とする。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、曲げ性を劣化させ、且つ、降伏比も低下する。Ｔｉ量の上限を０．０３５％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０３０％以下である。より好ましくは０．０２５％以下である。
Ｔｉは、炭化物や窒化物を形成して強度を向上させる元素である。また、Ｂの焼入れ性を有効に活用するための元素でもある。詳細には、Ｔｉ窒化物形成により鋼中Ｎを低減し、Ｂ窒化物の形成を抑制し、Ｂが固溶状態となり、有効にＢの焼入れ性を発揮できる。このように、Ｔｉは焼入れ性を向上させることにより、鋼板の高強度化に寄与する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｔｉ量の下限を、０．０１０％以上とする。Ｔｉ量の下限は、好ましくは０．０１３％以上であり、より好ましくは０．０１５％以上である。しかし、Ｔｉ量が過剰になると、Ｔｉ炭化物やＴｉ窒化物が過剰となり、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、曲げ性を劣化させ、且つ、降伏比も低下する。Ｔｉ量の上限を０．０３５％以下とする。Ｔｉ量の上限は、好ましくは０．０３０％以下である。より好ましくは０．０２５％以下である。
Ｂ：０．００２５〜０．００４０％
Ｂは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｂが少なすぎると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比が低下する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．００２５％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．００２７％以上、より好ましくは０．００２９％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するため、Ｂ量の上限を０．００４０％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００３５％以下である。
Ｂは、焼入れ性を向上させて鋼板の高強度化に寄与する元素である。Ｂが少なすぎると、ＩＱの値に基づいて算出される上記Ｙ−Ｘ値が低くなり、降伏比が低下する。このような効果を有効に発揮させるために、Ｂ量の下限を０．００２５％以上とする。Ｂ量の下限は、好ましくは０．００２７％以上、より好ましくは０．００２９％以上である。しかし、Ｂ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加するため、Ｂ量の上限を０．００４０％以下とする。Ｂ量の上限は、好ましくは０．００３５％以下である。
本発明の高強度鋼板の基本成分は上記の通りであり、残部は実質的に鉄である。但し、原材料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる不可避不純物が鋼中に含まれることは当然に許容される。不可避不純物としては、上述したＰ、Ｓの他、例えば、Ｎ、Ｏなどが含まれ、これらはそれぞれ以下の範囲であることが好ましい。
Ｎ：０％超、０．０１％以下
Ｎは、不純物元素として不可避的に存在し、曲げ性を劣化させる。Ｎの上限は０．０１％以下が好ましく、より好ましくは０．００６％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は少なければ少ない程好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
Ｎは、不純物元素として不可避的に存在し、曲げ性を劣化させる。Ｎの上限は０．０１％以下が好ましく、より好ましくは０．００６％以下、更に好ましくは０．００５％以下である。Ｎ量は少なければ少ない程好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
Ｏ：０％超、０．００２％以下
Ｏは、不純物元素として不可避的に存在し、曲げ性を劣化させる。Ｏの上限は０．００２％以下が好ましく、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ量は少なければ少ない程好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
Ｏは、不純物元素として不可避的に存在し、曲げ性を劣化させる。Ｏの上限は０．００２％以下が好ましく、より好ましくは０．００１５％以下、更に好ましくは０．００１０％以下である。Ｏ量は少なければ少ない程好ましいが、０％にすることは工業生産上困難である。
さらに本発明では、必要に応じて以下に示す範囲で、（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、ＶおよびＮｂの１種以上を含むことや、（ｂ）Ｃａを含むことが好ましい。
（ａ）Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、およびＮｂはいずれも強度向上に有効な元素である。これらの元素は、夫々以下に示す範囲で、単独でまたは適宜組み合わせて含有させても良い。
Ｃｕ：０％超、０．３％以下
Ｃｕは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃｕ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｕは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃｕ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｃｕ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃｕ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
Ｎｉ：０％超、０．３％以下
Ｎｉは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｎｉ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
Ｎｉは、更に鋼板の耐食性向上に有効な元素であり、必要に応じて添加しても良い。このような効果を有効に発揮させるために、Ｎｉ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｎｉ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｎｉ量の上限は、好ましくは０．３％以下、より好ましくは０．２％以下、更に好ましくは０．１５％以下である。
Ｃｒ：０％超、０．２５％以下
Ｃｒの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｃｒ量の下限を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０３％以上、特に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、不めっきを発生させることがあるため、Ｃｒ量の上限は０．２５％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｃｒの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｃｒ量の下限を、好ましくは０．０１％以上、より好ましくは０．０１５％以上、更に好ましくは０．０３％以上、特に好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｃｒ量が過剰になると、不めっきを発生させることがあるため、Ｃｒ量の上限は０．２５％以下が好ましく、より好ましくは０．２０％以下、更に好ましくは０．１０％以下である。
Ｍｏ：０％超、０．１％以下
Ｍｏの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｍｏ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｍｏ量の上限は０．１％以下が好ましい。
Ｍｏの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｍｏ量の下限を、好ましくは０．０３％以上、より好ましくは０．０５％以上とする。しかし、Ｍｏ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｍｏ量の上限は０．１％以下が好ましい。
Ｖ：０％超、０．０５％以下
Ｖの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｖ量の下限は０．００３％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｖ量の上限は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
Ｖの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｖ量の下限は０．００３％以上が好ましく、より好ましくは０．００５％以上である。しかし、Ｖ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｖ量の上限は、好ましくは０．０５％以下、より好ましくは０．０３％以下、更に好ましくは０．０２％以下である。
Ｎｂ：０％超、０．０８％以下
Ｎｂの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｎｂ量の下限を、０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂ量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。
Ｎｂの高強度化の効果を有効に発揮させるために、Ｎｂ量の下限を、０．００３％以上とすることが好ましく、より好ましくは０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂ量が過剰になると、曲げ性を劣化させる。そのため、Ｎｂ量の上限は、好ましくは０．０８％以下、より好ましくは０．０６％以下、更に好ましくは０．０４％以下である。
（ｂ）Ｃａ：０％超、０．００５％以下
Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃａ量の下限を、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃａ量の上限は０．００５％以下が好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２５％以下である。
Ｃａは、鋼中の硫化物を球状化し、曲げ性を高めることに有効な元素である。このような効果を有効に発揮させるために、Ｃａ量の下限を、好ましくは０．０００５％以上、より好ましくは０．００１％以上とする。しかし、Ｃａ量が過剰になると、その効果が飽和し、コストが増加する。そのため、Ｃａ量の上限は０．００５％以下が好ましく、より好ましくは０．００３％以下、更に好ましくは０．００２５％以下である。
化学成分組成、残留オーステナイトの面積率、ＩＱ値から算出される値Ｘ、Ｙ、Ｚが上記の条件を満足している本発明の高強度鋼板は、引張強度が９８０ＭＰａ以上であり、且つ、降伏比、延性、曲げ性のすべてに優れている。本発明の高強度鋼板の降伏比は、例えば７９％以上、９０％未満であり、好ましくは７９．４％以上、９０％未満である。
次に、本発明の高強度鋼板を製造する方法について説明する。
上記要件を満足する本発明の高強度鋼板は、熱間圧延、冷間圧延、および焼鈍（均熱および冷却）の工程において、特に冷間圧延後の焼鈍を適切に制御して製造するところに特徴がある。以下、本発明を特徴付ける工程を、熱間圧延、冷間圧延、その後の焼鈍の順に説明する。
熱間圧延の好ましい条件は、例えば以下のとおりである。
熱間圧延前の加熱温度が低いと、オーステナイト中への、ＴｉＣなどの炭化物の固溶が低下するおそれがあるため、熱間圧延前の加熱温度の下限は、好ましくは１２００℃以上、より好ましくは１２５０℃以上である。しかし、熱間圧延前の加熱温度が高いとコストアップとなるため、熱間圧延前の加熱温度の上限は、好ましくは１３５０℃以下、より好ましくは１３００℃以下である。
熱間圧延の仕上げ圧延温度が低いと、オーステナイト単相域で圧延できず、圧延時の変形抵抗が大きく、操業が困難になるおそれがあるため、仕上げ圧延温度は、好ましくは８５０℃以上、より好ましくは８７０℃以上である。しかし、仕上げ圧延温度が高いと結晶が粗大化するおそれがあるため、好ましくは９８０℃以下、より好ましくは９５０℃以下である。
熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は、生産性を考慮し、好ましくは１０℃／秒以上、より好ましくは２０℃／秒以上である。一方、平均冷却速度が大きいと設備コストが高くなるため、好ましくは１００℃／秒以下、より好ましくは５０℃／秒以下である。
次に、熱間圧延後の工程の好ましい条件について説明する。
熱間圧延後の巻取り温度：５５０℃以上
熱間圧延後の巻取り温度が、５５０℃未満になると、熱延板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなる。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は５５０℃以上、好ましくは５７０℃以上、より好ましくは６００℃以上とする。一方、熱間圧延後の巻取り温度が、高くなりすぎるとスケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下である。
熱間圧延後の巻取り温度が、５５０℃未満になると、熱延板の強度が高くなり、冷間圧延で圧下し難くなる。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は５５０℃以上、好ましくは５７０℃以上、より好ましくは６００℃以上とする。一方、熱間圧延後の巻取り温度が、高くなりすぎるとスケール除去のための酸洗性が劣化する。そのため、熱間圧延後の巻取り温度は、好ましくは８００℃以下、より好ましくは７５０℃以下である。
冷延率：２０％以上、６０％以下
熱間圧延鋼板は、スケール除去のために酸洗を施し、冷間圧延に供する。冷間圧延の冷延率が２０％未満になると、所定厚さの鋼板を得るために熱間圧延工程で板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷延率の下限を、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。一方、冷延率が６０％を超えると、冷間圧延機の高い能力が必要となる。そのため、冷延率の上限は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下、更に好ましくは５０％以下である。
熱間圧延鋼板は、スケール除去のために酸洗を施し、冷間圧延に供する。冷間圧延の冷延率が２０％未満になると、所定厚さの鋼板を得るために熱間圧延工程で板厚を薄くしなければならず、熱間圧延工程で薄くすると鋼板長さが長くなるため、酸洗に時間がかかり、生産性が低下する。そのため、冷延率の下限を、好ましくは２０％以上、より好ましくは２５％以上とする。一方、冷延率が６０％を超えると、冷間圧延機の高い能力が必要となる。そのため、冷延率の上限は、好ましくは６０％以下、より好ましくは５５％以下、更に好ましくは５０％以下である。
本発明の高強度鋼板を得るためには、冷延後の焼鈍工程が、（ａ）加熱して保持する均熱工程、（ｂ）均熱工程に引き続き行われる第１の冷却工程、（ｃ）前記第１の冷却工程後に引き続いて行われる第２の冷却工程、（ｄ）前記第２の冷却工程に引き続いて行われる第３の冷却工程、（ｅ）前記第３の冷却工程に引き続いて行われる第４の冷却工程を含み、この（ａ）〜（ｅ）の条件をそれぞれ適切に調整することが重要である。具体的には、冷間圧延後、１〜２０℃／秒の平均加熱速度で加熱し、Ａｃ3点〜Ａｃ3点＋２００℃の範囲で１〜１００秒保持する均熱工程と、前記均熱工程の後、１５〜５０℃／秒の平均冷却速度で、４８０〜５２０℃の温度範囲まで冷却する第１の冷却工程と、前記第１の冷却工程に引き続いて、０．２〜５．０℃／秒の平均冷却速度で、４４０〜４７０℃の温度範囲まで冷却する第２の冷却工程と、前記第２の冷却工程に引き続いて、２０〜５０℃／秒の平均冷却速度で、１００〜３１０℃の温度範囲まで冷却する第３の冷却工程と、前記第３の冷却工程に引き続いて、１℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する第４の冷却工程とを含むことが重要である。
本発明の焼鈍工程の上記（ａ）〜（ｅ）の構成を、図２に模式的に示す。
（ａ）均熱工程
上記冷間圧延後、Ａｃ3点〜Ａｃ3点＋２００℃の温度（均熱温度）に加熱して所定時間保持して均熱する（均熱工程）。均熱温度がＡｃ3点未満になると、上記Ｘの値が高くなり、降伏比の確保が難くなる。そのため、均熱温度の下限は、Ａｃ3点以上が好ましく、より好ましくはＡｃ3点＋２５℃以上とする。一方、上記均熱温度がＡｃ3点＋２００℃を超えると、工業的に生産するためのエネルギーが過剰に必要となる。そのため、上限は、Ａｃ3点＋２００℃以下が好ましく、より好ましくはＡｃ3点＋１５０℃以下である。
上記冷間圧延後、Ａｃ3点〜Ａｃ3点＋２００℃の温度（均熱温度）に加熱して所定時間保持して均熱する（均熱工程）。均熱温度がＡｃ3点未満になると、上記Ｘの値が高くなり、降伏比の確保が難くなる。そのため、均熱温度の下限は、Ａｃ3点以上が好ましく、より好ましくはＡｃ3点＋２５℃以上とする。一方、上記均熱温度がＡｃ3点＋２００℃を超えると、工業的に生産するためのエネルギーが過剰に必要となる。そのため、上限は、Ａｃ3点＋２００℃以下が好ましく、より好ましくはＡｃ3点＋１５０℃以下である。
上記Ａｃ3点の温度は、下記式（ａ）に基づいて算出される。式中の［％（元素名）］は各元素の含有量（質量％）である。この式は、「レスリー鉄鋼材料学」（丸善株式会社発行、Ｗｉｌｌｉａｍ Ｃ． Ｌｅｓｌｉｅ著、ｐ．２７３）に記載されている。なお、含有しない元素は、含有量を０％として計算する。
Ａｃ3＝９１０−２０３√（％Ｃ）−１５．２（％Ｎｉ）＋４４．７（％Ｓｉ）＋１０４（％Ｖ）＋３１．５（％Ｍｏ）＋１３．１（％Ｗ）−３０（％Ｍｎ）−１１（％Ｃｒ）−２０（％Ｃｕ）＋７００（％Ｐ）＋４００（％Ａｌ）＋１２０（％Ａｓ）＋４００（％Ｔｉ） ・・・（ａ）
Ａｃ3＝９１０−２０３√（％Ｃ）−１５．２（％Ｎｉ）＋４４．７（％Ｓｉ）＋１０４（％Ｖ）＋３１．５（％Ｍｏ）＋１３．１（％Ｗ）−３０（％Ｍｎ）−１１（％Ｃｒ）−２０（％Ｃｕ）＋７００（％Ｐ）＋４００（％Ａｌ）＋１２０（％Ａｓ）＋４００（％Ｔｉ） ・・・（ａ）
上記均熱温度までの加熱速度は特に限定されないが、平均加熱速度は１℃／秒以上、２０℃／秒以下であることが好ましい。上記冷間圧延後の平均加熱速度が１℃／秒未満となると、生産性が悪化する。そのため、上記平均加熱速度の下限を１℃／秒以上とすることが好ましく、より好ましくは３℃／秒以上、更に好ましくは５℃／秒以上とする。一方、上記平均加熱速度が２０℃／秒を超えると、鋼板温度が制御し難くなり、設備コストも増加する。そのため、上記平均加熱速度の上限は２０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは１８℃／秒以下、更に好ましくは１５℃／秒以下である。
上記均熱温度では１秒以上、１００秒以下均熱することが好ましい。上記均熱時間が１秒未満となると、上記Ｘの値が高くなり、降伏比の確保が難しくなる。そのため、上記均熱時間の下限は１秒以上が好ましく、より好ましくは１０秒以上とする。一方、上記均熱時間が１００秒を超えると、生産性が悪化する。そのため、上記均熱時間の上限は１００秒以下が好ましく、より好ましくは８０秒以下である。
（ｂ）第１の冷却工程
上記均熱工程後、上記均熱温度から下記冷却停止温度Ｔ１までの平均冷却速度ＣＲ１は１５℃／秒以上、５０℃／秒以下とすることが好ましい（第１の冷却工程）。第１の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１が１５℃／秒未満になると、生産性が悪化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ１の下限は１５℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ１の上限は５０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下、更に好ましくは３０℃／秒以下である。
上記均熱工程後、上記均熱温度から下記冷却停止温度Ｔ１までの平均冷却速度ＣＲ１は１５℃／秒以上、５０℃／秒以下とすることが好ましい（第１の冷却工程）。第１の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１が１５℃／秒未満になると、生産性が悪化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ１の下限は１５℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２０℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ１が５０℃／秒を超えると、鋼板温度を制御し難くなり、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ１の上限は５０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下、更に好ましくは３０℃／秒以下である。
第１の冷却工程の冷却停止温度Ｔ１は、４８０℃以上、５２０℃以下とするのが好ましい。上記冷却停止温度Ｔ１が４８０℃未満になると、上記Ｚ−Ｙの値が低くなり、延性が低下する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ１の下限は４８０℃以上が好ましく、より好ましくは４９０℃以上とする。一方、上記冷却停止温度Ｔ１が５２０℃を超えると、上記Ｘの値が高くなり、降伏比が低下し、且つ曲げ性が劣化する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ１の上限は５２０℃以下が好ましく、より好ましくは５１０℃以下、更に好ましくは５００℃以下である。
（ｃ）第２の冷却工程
上記第１の冷却工程後、上記冷却停止温度Ｔ１から下記冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度ＣＲ２は０．２℃／秒以上、３．５℃／秒以下とすることが好ましい（第２の冷却工程）。第２の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ２が０．２℃／秒未満になると、生産性が悪化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ２の下限は０．２℃／秒以上が好ましく、より好ましくは１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ２が３．５℃／秒を超えると、後述する上記冷却停止温度Ｔ１から上記冷却停止温度Ｔ２までの時間ｔ1-2を確保することが難しくなり、上記Ｘの値が高くなり、降伏比が低下し、且つ曲げ性が劣化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ２の上限は３．５℃／秒以下が好ましく、より好ましくは３℃／秒以下、更に好ましくは２．５℃／秒以下である。
上記第１の冷却工程後、上記冷却停止温度Ｔ１から下記冷却停止温度Ｔ２までの平均冷却速度ＣＲ２は０．２℃／秒以上、３．５℃／秒以下とすることが好ましい（第２の冷却工程）。第２の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ２が０．２℃／秒未満になると、生産性が悪化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ２の下限は０．２℃／秒以上が好ましく、より好ましくは１℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ２が３．５℃／秒を超えると、後述する上記冷却停止温度Ｔ１から上記冷却停止温度Ｔ２までの時間ｔ1-2を確保することが難しくなり、上記Ｘの値が高くなり、降伏比が低下し、且つ曲げ性が劣化する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ２の上限は３．５℃／秒以下が好ましく、より好ましくは３℃／秒以下、更に好ましくは２．５℃／秒以下である。
第２の冷却工程の冷却停止温度Ｔ２は、４４０℃以上、４７０℃以下とするのが好ましい。上記冷却停止温度Ｔ２が４４０℃未満になると、上記Ｚ−Ｙの値が低くなり、延性が低下する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ２の下限は４４０℃以上が好ましく、より好ましくは４５０℃以上とする。一方、上記冷却停止温度Ｔ２が４７０℃を超えても上記Ｚ−Ｙの値が低くなり、延性が低下する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ２の上限は４７０℃以下が好ましく、より好ましくは４６５℃以下、更に好ましくは４６０℃以下である。
特に、第１の冷却工程の冷却停止温度Ｔ１および第２の冷却工程の冷却停止温度Ｔ２が共に４４０℃未満になると、上記Ｙ−Ｘの値が高くなることで、降伏比が高くなりすぎ、且つ、延性が低下する。また、第１の冷却工程の冷却停止温度Ｔ１が４００℃未満であり、第２の冷却工程の冷却停止温度Ｔ２が４５０℃を超える場合は、残留オーステナイト体積率が高くなり、降伏比が低下する。
上記冷却停止温度Ｔ１から上記冷却停止温度Ｔ２までの時間ｔ1-2は、２０秒以上、３０秒以下とすることが好ましい。上記時間ｔ1-2が２０秒未満になると、上記Ｘの値が高くなり、降伏比が低下し、且つ曲げ性が劣化する。そのため、上記時間ｔ1-2の下限は、好ましくは２０秒以上、より好ましくは２２秒以上とする。一方、上記時間ｔ1-2が３０秒を超えると、上記Ｙ−Ｘの値が低くなり、降伏比が低下する。そのため、上記時間ｔ1-2の上限は、好ましくは３０秒以下、より好ましくは２８秒以下である。
（ｄ）第３の冷却工程
上記第２の冷却工程後、１００℃以上、３１０℃以下の冷却停止温度Ｔ３までを２０℃／秒以上、５０℃／秒以下の平均冷却速度ＣＲ３で冷却することが好ましい（第３の冷却工程）。第３の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ３が２０℃／秒未満になると、上記Ｙ−Ｘの値が高く、上記Ｚ−Ｙの値が低くなることで、降伏比が高くなりすぎ、延性が劣化する。そのため、第３の冷却工程における平均冷却速度ＣＲ３の下限は２０℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２５℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ３が５０℃／秒を超えると、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ３の上限は５０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下である。
上記第２の冷却工程後、１００℃以上、３１０℃以下の冷却停止温度Ｔ３までを２０℃／秒以上、５０℃／秒以下の平均冷却速度ＣＲ３で冷却することが好ましい（第３の冷却工程）。第３の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ３が２０℃／秒未満になると、上記Ｙ−Ｘの値が高く、上記Ｚ−Ｙの値が低くなることで、降伏比が高くなりすぎ、延性が劣化する。そのため、第３の冷却工程における平均冷却速度ＣＲ３の下限は２０℃／秒以上が好ましく、より好ましくは２５℃／秒以上とする。一方、上記平均冷却速度ＣＲ３が５０℃／秒を超えると、設備コストが増加する。そのため、上記平均冷却速度ＣＲ３の上限は５０℃／秒以下が好ましく、より好ましくは４０℃／秒以下である。
第３の冷却工程における冷却停止温度Ｔ３が１００℃未満になると、設備コストが増加する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ３の下限は１００℃以上が好ましく、より好ましくは２００℃以上とする。一方、上記冷却停止温度Ｔ３が３１０℃を超えると、上記Ｙ−Ｘの値が高く、上記Ｚ−Ｙの値が低くなり、降伏比が高くなりすぎ、延性が劣化する。そのため、上記冷却停止温度Ｔ３の上限は、３１０℃以下が好ましく、より好ましくは３００℃以下、更に好ましくは２９０℃以下である。
（ｅ）第４の冷却工程
第３の冷却工程の後、１℃／秒以上の平均冷却速度ＣＲ４で冷却することが好ましい（第４の冷却工程）。前記平均冷却速度ＣＲ４の上限は特に限定されず、例えば１０℃／秒である。また第４の冷却工程の冷却停止温度Ｔ４も特に限定されず、通常、室温まで冷却すれば良い。
第３の冷却工程の後、１℃／秒以上の平均冷却速度ＣＲ４で冷却することが好ましい（第４の冷却工程）。前記平均冷却速度ＣＲ４の上限は特に限定されず、例えば１０℃／秒である。また第４の冷却工程の冷却停止温度Ｔ４も特に限定されず、通常、室温まで冷却すれば良い。
本発明には、高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板も包含される。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記第２の冷却工程で上記冷却停止温度Ｔ２に冷却した後、通常の方法により亜鉛めっき処理（例えば、４６０℃程度の亜鉛めっき浴に１〜５秒程度浸漬）を行って製造することができる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明は下記実施例によって制限されず、前記および後記の趣旨に適合し得る範囲で変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含有される。
下記表１に示す成分組成を満足し、残部が鉄およびＰ、Ｓ、Ｎ、Ｏ以外の不可避不純物からなる実験用スラブを製造した。下記表１には、上記式（ａ）に基づいて算出したＡｃ3点およびＡｃ3点＋２００℃の温度を示す。
得られたスラブを１２５０℃まで加熱し、板厚２．８ｍｍまで熱間圧延を施した。仕上げ圧延温度は９００℃、熱間圧延の仕上げ圧延から巻取りまでの平均冷却速度は２０℃／秒、巻取り温度は、６００℃で行った。次いで得られた熱間圧延鋼板を酸洗した後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延した。その後、図２、表２に示す条件で熱処理（焼鈍）を行った。表２に示すいずれの熱処理も、（ａ）均熱工程までの平均加熱速度は８℃／秒であり、（ｂ）第１の冷却工程での平均冷却速度ＣＲ１は２０℃／秒であった。表２に示した平均冷却速度ＣＲ２がマイナスの場合は、加熱を意味している。更に伸び率０．１％の調質圧延を施した。なお、表１中、「−」は添加していないことを意味する。また、表１において、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏは上述の通り不可避不純物であり、Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ｏの欄に示した値は不可避的に含まれた量を意味する。
なお、表２に示した熱履歴のうち、（ｃ）第２の冷却工程において冷却停止温度Ｔ２を４６０℃とした例は、冷延鋼板に対し、溶融亜鉛めっきを行ったときの熱履歴を模擬している。
このようにして得られた各冷延鋼板について、ＩＱ（イメージクオリティ）、残留オーステナイト体積率、および各種特性を以下のようにして測定した。
［残留オーステナイト体積率］
残留オーステナイトは、上記焼鈍後の冷延鋼板から１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、板厚の１／４部まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイト量を測定した（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
残留オーステナイトは、上記焼鈍後の冷延鋼板から１．４ｍｍ×２０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を切り出し、板厚の１／４部まで研削した後、化学研磨してからＸ線回折法により残留オーステナイト量を測定した（ＩＳＩＪ Ｉｎｔ．Ｖｏｌ．３３．（１９３３），Ｎｏ．７，Ｐ．７７６）。
［ＩＱ（イメージクオリティ）］
また、ＥＢＳＤパターンの鮮明度であるＩＱ（イメージクオリティ）は以下のように測定した。まず、圧延方向に平行な断面を機械研磨した試料を用意した。次いで、この試料を、テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステムにセットして７０°傾斜させた状態で、１００μｍ×１００μｍの領域を測定視野とし、加速電圧：２０ｋＶ、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定を行い、体心正方格子（ＢＣＴ：Ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）を含む体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ）結晶のＩＱを測定した。ここで体心正方格子は、Ｃ原子が体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、本実施例では、体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。なお、測定箇所は、圧延に平行な面における圧延方向に垂直な方向の長さをＷとしたときのＷ／４部、且つ板厚をｔとしたときのｔ／４部であり、測定は１視野について実施した。
また、ＥＢＳＤパターンの鮮明度であるＩＱ（イメージクオリティ）は以下のように測定した。まず、圧延方向に平行な断面を機械研磨した試料を用意した。次いで、この試料を、テクセムラボラトリーズ社製ＯＩＭシステムにセットして７０°傾斜させた状態で、１００μｍ×１００μｍの領域を測定視野とし、加速電圧：２０ｋＶ、１ステップ：０．２５μｍで１８万点のＥＢＳＤ測定を行い、体心正方格子（ＢＣＴ：Ｂｏｄｙ ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｔｅｔｒａｇｏｎａｌ）を含む体心立方格子（ＢＣＣ：Ｂｏｄｙ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ）結晶のＩＱを測定した。ここで体心正方格子は、Ｃ原子が体心立方格子内の特定の侵入型位置に固溶することで格子が一方向に伸長したものであり、構造自体は体心立方格子と同等であるため、本実施例では、体心立方格子の測定には体心正方格子を含むものとした。なお、測定箇所は、圧延に平行な面における圧延方向に垂直な方向の長さをＷとしたときのＷ／４部、且つ板厚をｔとしたときのｔ／４部であり、測定は１視野について実施した。
全測定点中のＩＱの最大値（ＩＱｍａｘ）および最小値（ＩＱｍｉｎ）を抽出し、上記Ｘ、Ｙ、Ｚの値を算出した。下記表３−１および表３−２に、Ｘの値、Ｙ−Ｘの値、Ｚ−Ｙの値を示す。
［引張特性］
引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および延性（Ｅｌ）については、上記冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ １３Ｂ号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅１２．５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って試験した。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。また、引張強度（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）に基づいて、降伏比（ＹＲ）を算出し、下記表３−１および表３−２に示す。
引張強度（ＴＳ）、０．２％耐力（ＹＳ）、および延性（Ｅｌ）については、上記冷間圧延の圧延面と平行な面における圧延方向と直角な方向が試験片の長手となるように、ＪＩＳ １３Ｂ号試験片（標点距離５０ｍｍ、平行部幅１２．５ｍｍ）を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って試験した。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。また、引張強度（ＴＳ）と０．２％耐力（ＹＳ）に基づいて、降伏比（ＹＲ）を算出し、下記表３−１および表３−２に示す。
［曲げ性］
曲げ性（Ｒ／ｔ）は、圧延面において圧延方向と垂直となる方向が試験片の長手となるように、上記冷延鋼板から１．４ｍｍ×３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。また、Ｖブロックの曲げ角度は９０°で行った。曲げ試験により判明したＲを公称板厚１．４ｍｍで割った値をＲ／ｔとした。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。
曲げ性（Ｒ／ｔ）は、圧延面において圧延方向と垂直となる方向が試験片の長手となるように、上記冷延鋼板から１．４ｍｍ×３０ｍｍ×２０ｍｍの試験片を採取し、ＪＩＳ Ｚ２２４８のＶブロック法に従って試験を行い、割れや亀裂が発生しない最小曲げ半径Ｒを測定した。なお、曲げ方向は試験片長手方向である。また、Ｖブロックの曲げ角度は９０°で行った。曲げ試験により判明したＲを公称板厚１．４ｍｍで割った値をＲ／ｔとした。測定結果を下記表３−１および表３−２に示す。
本発明では、得られた鋼板の引張強度に応じて下記基準で特性を評価した。
（ｉ）引張強度が９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板
伸び（Ｅｌ）が１０．０％以上で、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）が３以下を合格とした。Ｅｌは高いほどよく（上限は特に限定されないが、通常１５％程度）、Ｒ／ｔは小さいほど良い（下限は特に限定されないが、通常０．５）。
（ｉｉ）引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板
伸び（Ｅｌ）が９％以上、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）が４以下を合格とした。Ｅｌは高いほどよく（上限は特に限定されないが、通常１３％程度）、Ｒ／ｔは小さいほど良い（下限は特に限定されないが、通常１．０）。
（ｉ）引張強度が９８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の鋼板
伸び（Ｅｌ）が１０．０％以上で、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）が３以下を合格とした。Ｅｌは高いほどよく（上限は特に限定されないが、通常１５％程度）、Ｒ／ｔは小さいほど良い（下限は特に限定されないが、通常０．５）。
（ｉｉ）引張強度が１１８０ＭＰａ以上の鋼板
伸び（Ｅｌ）が９％以上、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）が４以下を合格とした。Ｅｌは高いほどよく（上限は特に限定されないが、通常１３％程度）、Ｒ／ｔは小さいほど良い（下限は特に限定されないが、通常１．０）。
下記表３−１および表３−２より、以下のように考察することができる。
表３−１および表３−２のＮｏ．３、４、２５、３７〜４３、４７、４８は、それぞれ、本発明の成分組成を満足する表１の鋼種Ｎｏ．１〜３、１１〜１７、１９、２０を用い、本発明の好ましい熱処理条件（表２の熱処理Ｎｏ．３）で製造した本発明例である。これらは、本発明の要件を満足しているため、引張強度が９８０ＭＰａ以上、且つ、降伏比が７９％以上、９０％未満であって、延性（Ｅｌ）および曲げ性（Ｒ／ｔ）に優れているものが得られている。なお、表２の熱処理Ｎｏ．３は、溶融亜鉛めっきを模擬した熱履歴を経たものである。
なお、Ｎｏ．３、４、２５、３７〜４３は、全組織に対して、ベイナイトおよびマルテンサイトの合計面積率が９５％以上であることを確認している。
これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記の例は、所望とする特性が得られないことが確認された。
表３−２のＮｏ．２８〜３４、４５は、本発明の成分組成を満足しない表１の鋼種Ｎｏ．４〜１０、１８を用い、表２の熱処理Ｎｏ．３の熱処理条件で製造した例である。
Ｎｏ．２８は、Ｃ量が少なく、引張強度（ＴＳ）を満たしていない。また、上記Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．２９は、Ｃ量が多く、且つ、残留オーステナイト体積率が高く、上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなった。その結果、降伏比（ＹＲ）が低いことに加えて、曲げ性（Ｒ／ｔ）も満たしていない。
Ｎｏ．３０は、Ｍｎ量が少なく、引張強度（ＴＳ）を満たしていない。また、上記Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．３１は、Ｍｎ量が多く、上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなった。その結果、降伏比（ＹＲ）が低く、且つ曲げ性も満たしていない。
Ｎｏ．３２は、Ｔｉ量が少なく、引張強度（ＴＳ）を満たしていない。また、上記Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．３３は、Ｔｉ量が多く、上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなった。その結果、降伏比（ＹＲ）が低く、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）も満たしていない。
Ｎｏ．３４は、Ｂ量が少なく、引張強度（ＴＳ）を満たしていない。また、上記Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．４５は、Ｓｉ量が多く、上記Ｘ値が高く、上記Ｙ−Ｘ値が低くなった。その結果、降伏比（ＹＲ）が低く、且つ延性（Ｅｌ）も低くなった。
表３−１および表３−２のＮｏ．１、２、５〜２４、２６、２７、３５、３６、４４、４６は、本発明の成分組成を満足する表１の鋼種Ｎｏ．１〜３、１１〜１７を用い、表２の熱処理Ｎｏ．１、２、４〜２１の熱処理条件で製造した例である。
Ｎｏ．１、２、７、１０〜１９、３５、３６は、冷却停止温度Ｔ１および冷却停止温度Ｔ２が低く、Ｙ−Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が高く、且つ延性（Ｅｌ）が低くなった。
Ｎｏ．５は、時間ｔ1-2が長く、Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、引張強度（ＴＳ）が低く、且つ降伏比（ＹＲ）が高くなった。
Ｎｏ．６は、冷却停止温度Ｔ１および冷却停止温度Ｔ２が高く、Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低く、延性（Ｅｌ）が低く、曲げ性（Ｒ／ｔ）が悪化した。
Ｎｏ．８、９は、冷却停止温度Ｔ１が低く、Ｚ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、延性（Ｅｌ）が悪化した。
Ｎｏ．２０は、均熱温度が低く、Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、引張強度（ＴＳ）が低く、且つ降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．２１は、冷却停止温度Ｔ１が高く、平均冷却速度ＣＲ２が大きく、Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．２２は、冷却停止温度Ｔ２が低く、Ｚ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、延性（Ｅｌ）が悪化した。
Ｎｏ．２３は、冷却停止温度Ｔ２が高く、Ｚ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、延性（Ｅｌ）が悪化した。
Ｎｏ．２４は、平均冷却速度ＣＲ２が大きく、時間ｔ1-2が短く、Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低く、且つ曲げ性（Ｒ／ｔ）が悪化した。
Ｎｏ．２６は、時間ｔ1-2が長く、Ｙ−Ｘの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．２７は、冷却停止温度Ｔ３が高く、Ｙ−Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、降伏比（ＹＲ）が高く、且つ延性（Ｅｌ）が低くなった。
Ｎｏ．４４は、冷却停止温度Ｔ１が低く、残留オーステナイト体積率が高く、上記Ｚ−Ｙ値が低くなった。その結果、降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Ｎｏ．４６は、均熱工程で保持しなかった例であり、Ｘの値およびＺ−Ｙの値が本発明の要件を満たしておらず、引張強度（ＴＳ）が低く、且つ降伏比（ＹＲ）が低くなった。
Claims (4)
- 質量％で、
Ｃ ：０．１２〜０．１９％、
Ｓｉ：０％超、０．４％以下、
Ｍｎ：１．８０〜２．４５％、
Ｐ ：０％超、０．０２０％以下、
Ｓ ：０％超、０．００４０％以下、
Ａｌ：０．０１５〜０．０６％、
Ｔｉ：０．０１０〜０．０３５％、および
Ｂ ：０．００２５〜０．００４０％
を含有し、残部が鉄および不可避不純物であり、
下記（１）で定義されるＸが８以下であり、
下記（２）で定義されるＹと前記Ｘの差の値Ｙ−Ｘが３０．０以上、４５未満であり、
下記（３）で定義されるＺと前記Ｙの差の値Ｚ−Ｙが４８．０以上であり、
全組織に対する残留オーステナイトの体積率が２％以下であり、
引張強度が９８０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度冷延鋼板。
（１）Ｘは、［０．４０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（２）Ｙは、［０．７５×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
（３）Ｚは、［０．９０×（ＩＱｍａｘ−ＩＱｍｉｎ）＋ＩＱｍｉｎ］以下である測定点数の合計を全測定点数で除して１００を掛けた値であり、
上記（１）〜（３）におけるＩＱは、電子線後方散乱回折パターンの鮮明度であり、ＩＱｍａｘは全測定点中のＩＱの最大値であり、ＩＱｍｉｎは全測定点中のＩＱの最小値である。 - 更に、質量％で、
Ｃｕ：０％超、０．３％以下、
Ｎｉ：０％超、０．３％以下、
Ｃｒ：０％超、０．２５％以下、
Ｍｏ：０％超、０．１％以下、
Ｖ ：０％超、０．０５％以下および
Ｎｂ：０％超、０．０８％以下よりなる群から選ばれる１種以上を含有する請求項１に記載の高強度冷延鋼板。 - 更に、質量％で、
Ｃａ：０％超、０．００５％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度冷延鋼板。 - 請求項１〜３のいずれかに記載の高強度冷延鋼板の表面に亜鉛めっき層を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| PCT/JP2017/010623 WO2017169836A1 (ja) | 2016-03-30 | 2017-03-16 | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 |
Applications Claiming Priority (2)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2016068969 | 2016-03-30 | ||
| JP2016068969 | 2016-03-30 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2017186644A true JP2017186644A (ja) | 2017-10-12 |
Family
ID=60044685
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2016223979A Pending JP2017186644A (ja) | 2016-03-30 | 2016-11-17 | 高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2017186644A (ja) |
-
2016
- 2016-11-17 JP JP2016223979A patent/JP2017186644A/ja active Pending
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