JP7417169B2 - 鋼板およびその製造方法 - Google Patents
鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP7417169B2 JP7417169B2 JP2022548333A JP2022548333A JP7417169B2 JP 7417169 B2 JP7417169 B2 JP 7417169B2 JP 2022548333 A JP2022548333 A JP 2022548333A JP 2022548333 A JP2022548333 A JP 2022548333A JP 7417169 B2 JP7417169 B2 JP 7417169B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel plate
- rolling
- temperature
- retained austenite
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 175
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 175
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 29
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 140
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 98
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 84
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 73
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 61
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims description 52
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 45
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims description 42
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 29
- 239000013078 crystal Substances 0.000 claims description 27
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 22
- 239000000126 substance Substances 0.000 claims description 21
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims description 19
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims description 18
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 17
- 230000008569 process Effects 0.000 claims description 17
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 13
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 12
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 11
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 10
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 7
- 238000005554 pickling Methods 0.000 claims description 7
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052797 bismuth Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 23
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 15
- 150000002910 rare earth metals Chemical class 0.000 description 15
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 14
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 14
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 10
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 10
- 238000007747 plating Methods 0.000 description 10
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 8
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 7
- 230000006911 nucleation Effects 0.000 description 7
- 238000010899 nucleation Methods 0.000 description 7
- 238000004804 winding Methods 0.000 description 7
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 6
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 6
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 6
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000009826 distribution Methods 0.000 description 5
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 5
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 4
- 229910052796 boron Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 4
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 3
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 description 3
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 3
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910000794 TRIP steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000007796 conventional method Methods 0.000 description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 2
- 230000003111 delayed effect Effects 0.000 description 2
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 2
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 2
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 2
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 2
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 238000005496 tempering Methods 0.000 description 2
- 229910052721 tungsten Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 238000009825 accumulation Methods 0.000 description 1
- 230000009471 action Effects 0.000 description 1
- 230000004913 activation Effects 0.000 description 1
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 1
- 238000004364 calculation method Methods 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 239000000470 constituent Substances 0.000 description 1
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 1
- 230000001186 cumulative effect Effects 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 230000018109 developmental process Effects 0.000 description 1
- 238000001887 electron backscatter diffraction Methods 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- HQFCOGRKGVGYBB-UHFFFAOYSA-N ethanol;nitric acid Chemical compound CCO.O[N+]([O-])=O HQFCOGRKGVGYBB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 1
- 239000007789 gas Substances 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 238000003384 imaging method Methods 0.000 description 1
- 238000009863 impact test Methods 0.000 description 1
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 1
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 1
- 230000014759 maintenance of location Effects 0.000 description 1
- 230000029052 metamorphosis Effects 0.000 description 1
- 238000000386 microscopy Methods 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 1
- 230000001737 promoting effect Effects 0.000 description 1
- 238000010791 quenching Methods 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 229910052706 scandium Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000004088 simulation Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
- 229910052727 yttrium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C21—METALLURGY OF IRON
- C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
- C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
- C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
- C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
Description
C:0.10%超0.55%未満、
Si:0.001%以上3.50%未満、
Mn:4.00%超9.00%未満、
sol.Al:0.001%以上3.00%未満、
P:0.100%以下、
S:0.010%以下、
N:0.050%未満、
O:0.020%未満、
Cr:0%以上2.00%未満、
Mo:0~2.00%、
W:0~2.00%、
Cu:0~2.00%、
Ni:0~2.00%、
Ti:0~0.300%、
Nb:0~0.300%、
V:0~0.300%、
B:0~0.010%、
Ca:0~0.010%、
Mg:0~0.010%、
Zr:0~0.010%、
REM:0~0.010%、
Sb:0~0.050%、
Sn:0~0.050%、
Bi:0~0.050%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の1/4深さ位置における金属組織が、面積%で、
焼戻しマルテンサイト:25~90%、
フェライト:5%以下、
残留オーステナイト:10~50%、および
ベイナイト:5%以下であり、
前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の表面から板厚の1/4深さ位置において、面積が1μm2以上であり、かつ粒円形度が0.1以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積の割合が、前記残留オーステナイトの全体の面積に対して50%未満であり、
下記(i)式を満足する、
鋼板。
CMnγ/CMnα<1.2 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の記号の意味は以下のとおりである。
CMnγ:残留オーステナイト中の平均Mn濃度(質量%)
CMnα:フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Mn濃度(質量%)
Cr:0.01%以上2.00%未満、
Mo:0.01~2.00%、
W:0.01~2.00%、
Cu:0.01~2.00%、および
Ni:0.01~2.00%
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)に記載の鋼板。
Ti:0.005~0.300%、
Nb:0.005~0.300%、および
V:0.005~0.300%
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)または(2)に記載の鋼板。
B:0.0001~0.010%、
Ca:0.0001~0.010%、
Mg:0.0001~0.010%、
Zr:0.0001~0.010%、および
REM:0.0001~0.010%
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)から(3)までのいずれかに記載の鋼板。
Sb:0.0005~0.050%、
Sn:0.0005~0.050%、および
Bi:0.0005~0.050%
から選択される1種以上を含有する、
上記(1)から(4)までのいずれかに記載の鋼板。
上記(1)から(5)までのいずれかに記載の鋼板。
上記(1)から(5)までのいずれかに記載の鋼板。
上記(1)から(7)までのいずれかに記載の鋼板。
前記熱間圧延工程は、4つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上熱間圧延する工程を含み、
前記仕上熱間圧延する工程において、
前記複数のスタンドのうち最後の4つのスタンドの前後における板厚減少が、下記(ii)式を満足し、
前記最後の4つのスタンドの最終スタンドにおけるひずみ速度と前記最終スタンドにおける圧延出側温度とが、下記(iii)式を満足し、
前記最終スタンドにおける圧延後1.0s以内に100℃/s以上の平均冷却速度で750℃まで冷却し、
前記冷間圧延工程は、酸洗と冷間圧延とを施し、
前記一次焼鈍工程において、750℃超かつAc3点以上の温度域で10s以上保持した後、100℃未満まで冷却し、
前記二次焼鈍工程において、1~40℃/sの平均昇温速度で600℃以上Ac3点未満の温度域に加熱し、5s以上300s未満保持した後、500℃までの平均冷却速度が5℃/s以上となる条件で500℃以下の温度まで冷却する、
鋼板の製造方法。
1.2≦ln(t0/t)≦2.8 ・・・(ii)
11.0≦log(v・exp(33000/(273+T)))≦15.0 ・・・(iii)
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
t0:最後の4つのスタンドに入る直前の板厚(mm)
t:最後の4つのスタンドから出た直後の板厚(mm)
v:最終スタンドにおけるひずみ速度(/s)
T:最終スタンドにおける圧延出側温度(℃)
上記(9)に記載の鋼板の製造方法。
上記(10)に記載の鋼板の製造方法。
上記(9)から(11)までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。
上記(12)に記載の鋼板の製造方法。
各元素の限定理由は下記のとおりである。なお、以下の説明において含有量についての「%」は、「質量%」を意味する。
Cは、鋼の強度を高め、残留オーステナイトを確保するために、極めて重要な元素である。十分量の残留オーステナイトを得て、オーステナイト粒同士のMn濃度のばらつきを小さくするためには、0.10%超のC含有量が必要となる。一方、Cを過剰に含有すると鋼板の溶接性が低下する。したがって、C含有量は0.10%超0.55%未満とする。C含有量は0.12%以上であるのが好ましく、0.15%以上であるのがより好ましく、0.20%以上であるのがさらに好ましい。また、C含有量は、0.40%以下であるのが好ましく、0.35%以下であるのがより好ましい。
Siは、焼戻しマルテンサイトを強化し、組織を均一化し、伸び特性の改善に有効な元素である。また、Siは、セメンタイトの析出を抑制し、オーステナイトの残留を促進することで、鋼板の伸び特性を向上させる作用も有する。一方、Siを過剰に含有させると鋼板のめっき性および化成処理性が低下する。したがって、Si含有量は0.001%以上3.50%未満とする。Si含有量は0.005%以上であるのが好ましく、0.010%以上であるのがより好ましい。また、Si含有量は3.00%以下であるのが好ましく、2.50%以下であるのがより好ましい。
Mnは、オーステナイトを安定化させ、焼入れ性を高める元素である。一方、鋼板に過剰のMnを含有させると伸び特性、衝撃特性、および曲げ性を低下させる。したがって、Mn含有量は4.00%超9.00%未満とする。Mn含有量は4.80%以上であるのが好ましく、5.00%以上であるのがより好ましい。また、Mn含有量は8.00%以下であるのが好ましく、7.50%以下であるのがより好ましい。
Alは、脱酸剤であり、sol.Alとして0.001%以上含有させる必要がある。また、Alは、焼鈍時の二相域の温度範囲を広げるため、材質安定性を高める作用も有する。Alの含有量が多いほどその効果は大きくなるが、Alを過剰に含有させると、表面性状、塗装性、および溶接性を維持することが難しくなる。したがって、sol.Al含有量は0.001%以上3.00%未満とする。sol.Al含有量は0.005%以上であるのが好ましく、0.010%以上であるのがより好ましく、0.020%以上であるのがさらに好ましい。また、sol.Al含有量は2.50%以下であるのが好ましく、1.80%以下であるのがより好ましい。なお、本明細書にいう「sol.Al」は、「酸可溶性Al」を意味する。
Pは不純物であり、鋼板に過剰のPを含有させると、溶接性が低下する。したがって、P含有量は0.100%以下とする。P含有量は0.050%以下であるのが好ましく、0.030%以下であるのがより好ましく、0.020%以下であるのがさらに好ましい。なお、P含有量は0.001%以上であってもよいが、本発明に係る鋼板はPを必要としないので、可能な限り低減することが好ましい。
Sは不純物であり、鋼板に過剰のSを含有させると、熱間圧延によって伸張したMnSが生成し、曲げ性および穴広げ性が低下する。したがって、S含有量は0.010%以下とする。S含有量は0.007%以下であるのが好ましく、0.003%以下であるのがより好ましい。なお、S含有量は0.001%以上であってもよいが、本発明に係る鋼板はSを必要としないので、可能な限り低減することが好ましい。
Nは不純物であり、鋼板に0.050%以上のNを含有させると低温靱性が低下する。したがって、N含有量は0.050%未満とする。N含有量は0.010%以下であるのが好ましく、0.006%以下であるのがより好ましい。なお、N含有量は0.003%以上であってもよいが、本発明に係る鋼板はNを必要としないので、可能な限り低減することが好ましい。
Oは不純物であり、鋼板に0.020%以上のOを含有させると伸び特性が低下する。したがって、O含有量は0.020%未満とする。O含有量は0.010%以下であるのが好ましく、0.005%以下であるのがより好ましく、0.003%以下であるのがさらに好ましい。なお、O含有量は0.001%以上であってもよいが、本発明に係る鋼板はOを必要としないので、可能な限り低減することが好ましい。
Mo:0~2.00%
W:0~2.00%
Cu:0~2.00%
Ni:0~2.00%
Cr、Mo、W、Cu、およびNiは、鋼板の強度を向上させる元素である。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、熱延時の表面疵が生成しやすくなり、さらには、熱延鋼板の強度が高くなりすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Cr含有量は2.00%未満、Mo含有量は2.00%以下、W含有量は2.00%以下、Cu含有量は2.00%以下、Ni含有量は2.00%以下とする。
Nb:0~0.300%
V:0~0.300%
Ti、Nb、およびVは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を生成する元素であるので、鋼板の強度向上に有効である。したがって、Ti、Nb、およびVから選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、熱延鋼板の強度が上昇しすぎて、冷間圧延性が低下する場合がある。したがって、Ti含有量は0.300%以下、Nb含有量は0.300%以下、V含有量は0.300%以下とする。
Ca:0~0.010%
Mg:0~0.010%
Zr:0~0.010%
REM:0~0.010%
B、Ca、Mg、Zr、およびREM(希土類金属)は、鋼板の局部延性および穴広げ性を向上させる。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、これらの元素を過剰に含有させると、鋼板の伸び特性を低下させる場合がある。したがって、B含有量は0.010%以下、Ca含有量は0.010%以下、Mg含有量は0.010%以下、Zr含有量は0.010%以下、REM含有量は0.010%以下とする。
Sn:0~0.050%
Bi:0~0.050%
Sb、Sn、およびBiは、鋼板中のMn、Si、および/またはAl等の易酸化性元素が鋼板表面に拡散され酸化物を形成することを抑え、鋼板の表面性状およびめっき性を高める。したがって、これらの元素から選択される1種以上を含有させてもよい。しかし、過剰に含有させても、上記効果が飽和する。したがって、Sb含有量は0.050%以下、Sn含有量は0.050%以下、Bi含有量は0.050%以下とする。Sb、Sn、およびBiの含有量は、いずれも0.030%以下、0.010%以下、0.006%以下、または0.003%以下であるのが好ましい。これらの元素の上記効果をより確実に得るためには、上記元素の少なくともいずれかを0.0005%以上含有させることが好ましく、0.001%以上含有させることがより好ましい。
本発明に係る鋼板の金属組織について説明する。なお、以下の説明において面積率についての「%」は、「面積%」を意味する。
焼戻しマルテンサイトは、鋼板の強度を高め、伸び特性および衝撃特性を向上させる組織である。焼戻しマルテンサイトの面積率が25%未満または90%を超えると、十分な強度、伸び、および衝撃特性を得ることが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は25~90%とする。
金属組織中のフェライトの面積率が多くなると伸び特性および衝撃特性が低下する。したがって、フェライトの面積率は5%以下とする。フェライトの面積率は、3%以下であるのが好ましく、0%であるのがより好ましい。
残留オーステナイトは、変態誘起塑性によって鋼板の伸び特性および衝撃特性を高める。また、残留オーステナイトは、引張変形を伴う加工等によってマルテンサイトに変態し得るので、鋼板の強度の向上にも寄与する。そのため、残留オーステナイトの面積率は高いほど好ましい。
本発明に係る鋼板においては、金属組織中にベイナイトが存在すると、ベイナイト中に硬質な組織であるMA(Martensite-Austenite constituent)が内在する。MAが内在すると伸び特性および衝撃特性が低下する。鋼板の伸び特性を低下させないために、ベイナイトの面積率を5%以下とし、好ましくは0%である。
CMnγ/CMnα<1.2 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の記号の意味は以下のとおりである。
CMnγ:残留オーステナイト中の平均Mn濃度(質量%)
CMnα:フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Mn濃度(質量%)
残留オーステナイトの面積率はX線回折法により測定される。まず、鋼板の主面中央部から幅25mm(圧延方向の長さ)、長さ25mm(圧延直角方向の長さ)、および焼鈍した試料の厚さままの板厚方向の厚みを有する試験片を切り出す。そして、表面から板厚の1/4深さ位置を測定するために、この試験片に化学研磨を施して板厚1/4分を減厚し、化学研磨された表面を有する試験片を得る。試験片の表面に対して、Co管球を用い、測定範囲2θを45~105度とするX線回折分析を3回実施する。このようにして得られた残留オーステナイトのプロファイルを解析し、それぞれを平均することで、残留オーステナイトの面積率が得られる。
焼戻しマルテンサイト、フェライト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率は、走査電子顕微鏡(SEM)による組織観察から算出される。鋼板のL断面を鏡面研磨した後に、3%ナイタール(3%硝酸-エタノール溶液)によりミクロ組織を現出させる。そして、SEMにより倍率5000倍で、鋼板の表面から板厚の1/4深さ位置における縦100μm(板厚方向の長さ)×横300μm(圧延方向の長さ)の範囲のミクロ組織を観察し、それぞれの組織の面積率を測定することができる。
粒円形度および結晶粒の面積は、TSL社製OIM Analysis version 7の標準機能(MapおよびGrain Shape Circularity)を用いて、後方散乱電子回折(EBSP:Electron Back Scatter Diffraction Patterns)分析を行うことによって、測定することができる。粒円形度(Grain shape circularity)は、下記式により求められる。
粒円形度=4πA/P2
但し、上記式中の記号の意味は以下のとおりである。
A:結晶粒の面積
P:結晶粒の周囲長さ
CMnγ/CMnαは、EBSP、SEM、および電子線マイクロアナライザ(EPMA)により測定することができる。EBSPおよびSEMにより、残留オーステナイト、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを特定し、EPMAにより、CMnγおよびCMnαを測定して、CMnγ/CMnαを算出することができる。
次に、本発明に係る鋼板の機械的特性について説明する。
次に、本発明に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の一実施形態に係る鋼板は、例えば以下に示す鋳造工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、一次焼鈍工程および二次焼鈍工程を含む製造方法によって得ることができる。また、必要に応じて、めっき工程をさらに含んでもよい。
本発明に係る鋼板は、上述の化学組成を有する鋼を常法で溶製し、鋳造して鋼材(以下、「スラブ」ともいう。)を作製する。本発明に係る鋼板が上述の化学組成を有する限り、溶鋼は、通常の高炉法で溶製されたものであってもよく、電炉法で作成された鋼のように、原材料がスクラップを多量に含むものでもよい。スラブは、通常の連続鋳造プロセスで製造されたものでもよいし、薄スラブ鋳造で製造されたものでもよい。
熱間圧延は、通常の連続熱間圧延ラインを用いて行うことができる。熱間圧延工程は、粗圧延工程および仕上熱間圧延工程を含む。
熱間圧延工程に供するスラブは、熱間圧延の前に加熱されることが好ましい。熱間圧延に供するスラブの温度を1100℃以上にすることにより、熱間圧延時の変形抵抗をより小さくすることができる。一方、熱間圧延に供するスラブの温度を1300℃以下にすることにより、スケールロス増加による歩留まりの低下を抑制することができる。したがって、熱間圧延に供するスラブの温度は、1100~1300℃とすることが好ましい。なお、本願明細書において、「温度」とは、スラブ、熱延鋼板、または冷延鋼板の表面温度を意味する。
仕上熱間圧延工程では、4つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて連続的に鋼板を圧延するタンデム圧延において、前記複数のスタンドのうち、前記4つのスタンドで圧延する累積ひずみ(板厚減少)と、最終スタンドにおける圧延温度およびひずみ速度とを制御することが重要である。圧延機はタンデム圧延となるため、後端の4つの連続する圧延スタンドでのひずみが適正範囲であればひずみは累積される。また、最終スタンドでは、ひずみ速度と圧延温度とを適正化することによって、累積されたひずみによってオーステナイトの再結晶を起こすことができる。通常、熱間圧延の仕上げスタンドは6段または7段が主流である。もちろん、この段数には限らないが、本実施形態に係る鋼板の製造方法では、その複数のスタンドの内、最後の4段の圧延を制御してひずみ量およびひずみ速度を適正範囲にする。
1.2≦ln(t0/t)≦2.8 ・・・(ii)
ここで、ln(t0/t)は板厚減を累積する真ひずみ(対数ひずみ)を表し、t0は最後の4つのスタンドに入る直前の板厚(mm)、tは最後の4つのスタンドから出た直後の板厚(mm)である。
11.0≦log(v・exp(33000/(273+T)))≦15.0 ・・・(iii)
ここで、vは最終スタンドにおけるひずみ速度(/s)であり、Tは最終スタンドにおける圧延出側温度(℃)である。(iii)式は、ひずみ速度と温度の関数であるZener-Hollomon因子(Z因子):
Z=ε・exp(Q/(R(T+273)))
(ε:ひずみ速度、T:最終スタンドにおける圧延出側温度、Q:見かけの活性化エネルギー、R:気体定数)
に基づいて導出した。
圧延によって作り込んだ再結晶オーステナイト組織を微細に保つため、最終スタンドにおける圧延終了後1.0s以内に冷却を開始し、100℃/s以上の平均冷却速度で750℃まで冷却する。
冷却後の巻取温度を300℃未満とすることが好ましい。巻取温度を300℃未満とすることによって、熱延後の組織を均一にすることができる。巻取温度は、250℃以下であるのがより好ましい。冷延性をより向上させる観点から、室温まで冷却された後、冷間圧延前の酸洗の前または後に、300~600℃の温度範囲で熱延鋼板を焼戻してもよい。
熱延鋼板は、常法により酸洗を施された後に、冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。焼鈍後の鋼板の組織を微細化する観点から、冷間圧延の圧下率は20%以上とすることが好ましい。冷間圧延中の破断を抑制する観点から、冷間圧延の圧下率は70%以下とすることが好ましい。
上述した冷延鋼板をオーステナイト単相の温度域で焼鈍を行う。この焼鈍を本発明では「一次焼鈍」と呼ぶ。一次焼鈍によって、マルテンサイト主体の初期組織を形成し、その後のフェライトとオーステナイトとの二相域に相当する温度域における二次焼鈍において、本願の残留オーステナイトを形成することができる。一次焼鈍を省略し二次焼鈍のみを行うと、マルテンサイト主体の初期組織でないため、フェライトが核生成し粗大化することで、フェライト分率が増大する。焼鈍は、還元雰囲気で行われることが好ましく、例えば窒素98%および水素2%の還元雰囲気で行ってもよい。また、最終組織中におけるベイナイトおよびフェライトの生成を低減する。この一次焼鈍条件は以下の範囲を満足することが好ましい。
加熱開始温度(室温)から一次焼鈍温度までの平均昇温速度は、5~30℃/sであるのが好ましい。一次焼鈍工程における昇温速度をこの範囲にすることにより、生産性を向上することができる。
冷間圧延後の焼鈍温度を750℃超にすることにより、二次焼鈍後の鋼板中のフェライトの分布をより均一にすることができ、伸び特性を向上することができる。冷間圧延後の焼鈍温度はAc3点以上である。冷間圧延後の焼鈍温度をAc3点以上にすることにより、一次焼鈍時のフェライト生成を抑制し二次焼鈍後の最終組織におけるフェライト分率を低減することができる。一次焼鈍時にフェライトが過度に生成されると、二次焼鈍時にオーステナイトの核生成サイトが不均一化し、過度にMn濃化した残留オーステナイトが生成されるおそれがある。一方で、一次焼鈍温度の上限値は、好ましくは950℃以下である。焼鈍温度を950℃以下とすることにより、焼鈍炉の損傷を抑制して、生産性を向上させることができる。
Ac3=910-200√C+44Si-25Mn+44Al ・・・(iv)
但し、式中の各元素記号は、鋼中に含まれる各元素の含有量(質量%)を表す。
フェライトの生成を抑制し二次焼鈍後の最終組織におけるフェライト分率を低減するために、750℃超かつAc3点以上の温度域で保持する焼鈍時間を10s以上とする。また、10s未満の焼鈍時間では、局所的な濃度のばらつきから、フェライトが残存するおそれがある。生産性の観点からは、焼鈍時間を300s以下とすることが好ましい。
一次焼鈍後の冷却においては、一次焼鈍温度から100℃未満まで冷却する。最終冷却温度を100℃未満にすることにより、ラスマルテンサイト組織を形成することができる。鋼板の搬送時の安全確保の観点から、最終冷却温度は、室温(50℃以下)とすることが好ましい。
上述した一次焼鈍工程で得られた焼鈍鋼板に対して、フェライトとオーステナイトとの二相域に相当する温度域でさらに焼鈍する。この焼鈍を本発明では「二次焼鈍」と呼ぶ。二次焼鈍を行うことによって、オーステナイトにCおよび一定量のMnを濃化させることで、残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトを得ることが容易となる。この二次焼鈍条件は、以下の範囲を満足することが好ましい。
平均昇温速度は、フェライトの面積率を低減するため、1℃/s以上とする。1℃/s未満の平均昇温速度では、フェライトの核生成および成長が進み、フェライトの面積が増大する。一方、平均昇温速度が速すぎると、オーステナイトの生成駆動力が大きくなり、マルテンサイトラスではなく旧オーステナイト粒界からオーステナイトが生成するため、粗大な塊状オーステナイトが生成する。粗大な塊状オーステナイト、すなわち、面積が1μm2以上かつ粒円形度が0.1以上の残留オーステナイトの生成を抑制して、残留オーステナイトの全体の面積に対する粗大な塊状オーステナイトの面積率を50%未満にするためには、40℃/s以下で昇温する必要がある。40℃/s超の平均昇温速度では、粗大な塊状オーステナイトが生成するとともに、残留オーステナイト面積率が減少する。
二次焼鈍温度を600℃以上Ac3点未満にすることにより、フェライトの面積率を低減し、伸び特性および衝撃特性を向上することができる。二次焼鈍温度が600℃未満では、二次焼鈍の加熱時に析出したセメンタイトが残存し、フェライトからオーステナイトへの変態が不十分となるため、最終組織においてフェライトの面積率が高くなる。一方、二次焼鈍温度がAc3点以上では、一次焼鈍で得たマルテンサイト組織のオーステナイト化が著しく進むために、焼戻しマルテンサイトの面積率が低くなる。
二次焼鈍の加熱時に析出したセメンタイトを溶解させ、良好な衝撃特性を安定して確保する観点から、二次焼鈍温度での保持時間を5s以上とする。一方、600℃以上Ac3点未満での保持時間が300s以上になると、CMnγ/CMnαが1.2以上になる。また、Mn含有量が本発明の規定範囲内では、600℃以上Ac3点未満での保持時間が300s以上になると、加熱により生成したオーステナイトが粗大化し、結晶粒の面積が1μm2以上かつ結晶粒の粒円形度が0.1以上の残留オーステナイトが、残留オーステナイト全体に占める割合が、50%以上になる。このため、600℃以上Ac3点未満での保持時間を300s未満とする。このように保持時間が短時間であり、生産性の向上にも寄与する。
二次焼鈍後の冷却において、平均冷却速度が低いと、軟質なベイナイトが過度に生成し、熱処理後の鋼材において強度を十分に確保することが困難となる。そのため、500℃までの平均冷却速度が5℃/s以上となる条件で500℃以下の温度まで冷却する。なお、鋼板にめっきしない場合には、そのまま室温まで冷却する。すなわち、焼鈍温度から室温(50℃以下)までの平均冷却速度を5℃/s以上とする。鋼板の焼割れを抑制する観点から、焼鈍温度から室温(50℃以下)までの平均冷却速度は500℃/s以下が好ましい。
鋼板にめっきする場合には、以下のようにして製造する。
表1に示す化学成分を有する鋼を真空溶解炉で溶製し、鋼片を得た。
各例で得られた焼鈍冷延鋼板について、ミクロ組織観察、引張試験、伸び試験、衝撃特性試験、および曲げ試験を実施して、焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率、引張強さ、伸び特性、衝撃特性、および曲げ試験を評価した。各評価の方法は次のとおりである。
焼戻しマルテンサイト、フェライト、残留オーステナイト、ベイナイト、およびフレッシュマルテンサイトの面積率は、SEMによる組織観察およびX線回折測定から算出した。鋼板を板厚方向と圧延方向に平行に切断したL断面について、鏡面研磨を行い、次いで3%ナイタールによりミクロ組織を現出させて、SEMにより倍率5000倍で、表面から板厚の1/4深さ位置におけるミクロ組織を観察し、100μm×300μmの範囲について画像解析(Photoshop(登録商標))により、焼戻しマルテンサイト、フェライト、およびベイナイトの面積率、並びに残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率を算出した。また、得られた鋼板から幅25mm、長さ25mmの試験片を切り出し、表面から板厚の1/4深さ位置を測定するため、この試験片に化学研磨を施して板厚1/4分を減厚した。そして、化学研磨後の試験片の表面に対して、Co管球を用いたX線回折分析を3回実施し、得られたプロファイルを解析し、それぞれを平均して残留オーステナイトの面積率を算出した。SEM観察により得られた残留オーステナイトとフレッシュマルテンサイトとの合計の面積率から残留オーステナイトの面積率を差し引いて、フレッシュマルテンサイトの面積率を算出した。
結晶粒の粒円形度および面積は、TSL社製OIM Analysis version 7の標準機能(MapおよびGrain Shape Circularity)を用いて、EBSP分析を行うことによって、測定した。
CMnγ/CMnαは、EBSP、SEM、およびEPMAにより測定した。EBSPおよびSEMを用いて、50μm×50μmの領域を倍率500倍で観察して、測定間隔0.1μmでEBSPデータを測定し、5つの領域について残留オーステナイト、フェライト、および焼戻しマルテンサイトを特定した。次いで、特定した残留オーステナイトと、フェライトおよび焼戻しマルテンサイトとについて、EPMA測定による点分析を5点、5つの領域でそれぞれ行い、測定値を平均してCMnγおよびCMnαを算出し、CMnγ/CMnαを求めた。
鋼板の圧延方向に直角方向からJIS5号引張試験片を採取し、引張強さ(TS)および破断伸び(tEL)を測定し、TS×tELを算出した。引張試験は、平行部の長さが60mmで、歪を測定する基準となる標点距離が50mmのJIS5号引張試験片を用いて、JIS Z2241:2011に規定される方法で行った。
熱処理後の各鋼材からVノッチ試験片を作製した。その試験片の厚みが4.8mm以上である場合には、そのまま使用し、4.8mm未満である場合には、4.8mm以上となる最小の枚数を積層してねじ止めした後、JIS Z2242:2005に準じてシャルピー衝撃試験に供した。衝撃特性は、20℃での衝撃値が20J/cm2以上の場合を、良好とし、20J/cm2未満である場合を、不良とした。
焼鈍後の各鋼板から幅20mm(曲げ稜線となる方向)、長さ50mm(圧延直角の方向)の曲げ試験片を曲げ稜線が圧延方向になるように作製した。曲げ試験片の幅方向が曲げ軸と平行になる。曲げ試験は、JIS Z 2248(2006)のVブロック法に準じて行った。このとき、先端角度90度のV型ポンチを用いて、ポンチ半径R(mm)を試料の板厚t(mm)で除したR/tの値がR/t=2.0および3.0で曲げ試験を行い、R/tの値が3.0および2.0で割れが認められる場合は曲げ性を不良とし、R/tが2.0の条件でのみ割れが認められる場合を良好、R/tが2.0および3.0両方の条件で割れが認められない場合は、さらに良好とした。
上記の評価の結果を表4に示す。25000MPa・%以上のTS×tEL、良好な曲げ性、および良好な衝撃特性が得られた例を、優れた伸び特性、高強度、優れた曲げ性、および優れた衝突特性を有する鋼板として評価した。
Claims (13)
- 鋼板の化学組成が、質量%で、
C:0.10%超0.55%未満、
Si:0.001%以上3.50%未満、
Mn:4.00%超9.00%未満、
sol.Al:0.001%以上3.00%未満、
P:0.100%以下、
S:0.010%以下、
N:0.050%未満、
O:0.020%未満、
Cr:0%以上2.00%未満、
Mo:0~2.00%、
W:0~2.00%、
Cu:0~2.00%、
Ni:0~2.00%、
Ti:0~0.300%、
Nb:0~0.300%、
V:0~0.300%、
B:0~0.010%、
Ca:0~0.010%、
Mg:0~0.010%、
Zr:0~0.010%、
REM:0~0.010%、
Sb:0~0.050%、
Sn:0~0.050%、
Bi:0~0.050%、
残部:Feおよび不純物であり、
前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面において、表面から板厚の1/4深さ位置における金属組織が、面積%で、
焼戻しマルテンサイト:25~90%、
フェライト:5%以下、
残留オーステナイト:10~50%、および
ベイナイト:5%以下であり、
前記鋼板の圧延方向および板厚方向に平行な断面の表面から板厚の1/4深さ位置において、面積が1μm2以上であり、かつ粒円形度が0.1以上である残留オーステナイト結晶粒の合計面積の割合が、前記残留オーステナイトの全体の面積に対して50%未満であり、
下記(i)式を満足する、
鋼板。
CMnγ/CMnα<1.2 ・・・(i)
但し、上記(i)式中の記号の意味は以下のとおりである。
CMnγ:残留オーステナイト中の平均Mn濃度(質量%)
CMnα:フェライトおよび焼戻しマルテンサイト中の平均Mn濃度(質量%) - 前記化学組成が、質量%で、
Cr:0.01%以上2.00%未満、
Mo:0.01~2.00%、
W:0.01~2.00%、
Cu:0.01~2.00%、および
Ni:0.01~2.00%
から選択される1種以上を含有する、
請求項1に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Ti:0.005~0.300%、
Nb:0.005~0.300%、および
V:0.005~0.300%
から選択される1種以上を含有する、
請求項1または請求項2に記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
B:0.0001~0.010%、
Ca:0.0001~0.010%、
Mg:0.0001~0.010%、
Zr:0.0001~0.010%、および
REM:0.0001~0.010%
から選択される1種以上を含有する、
請求項1から請求項3までのいずれかに記載の鋼板。 - 前記化学組成が、質量%で、
Sb:0.0005~0.050%、
Sn:0.0005~0.050%、および
Bi:0.0005~0.050%
から選択される1種以上を含有する、
請求項1から請求項4までのいずれかに記載の鋼板。 - 前記鋼板の表面に溶融亜鉛めっき層を有する、
請求項1から請求項5までのいずれかに記載の鋼板。 - 前記鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有する、
請求項1から請求項5までのいずれかに記載の鋼板。 - 20℃におけるシャルピー衝撃値が20J/cm2以上である、
請求項1から請求項7までのいずれかに記載の鋼板。 - 請求項1から請求項8までのいずれかに記載の鋼板の製造方法であって、
請求項1から請求項5までのいずれかに記載の化学組成を有する鋼材に対して、熱間圧延工程、冷間圧延工程、一次焼鈍工程および二次焼鈍工程を順に行う鋼板の製造工程であって、
前記熱間圧延工程は、4つ以上の複数のスタンドを有する圧延機を用いて仕上熱間圧延する工程を含み、
前記仕上熱間圧延する工程において、
前記複数のスタンドのうち最後の4つのスタンドの前後における板厚減少が、下記(ii)式を満足し、
前記最後の4つのスタンドの最終スタンドにおけるひずみ速度と前記最終スタンドにおける圧延出側温度とが、下記(iii)式を満足し、かつ、前記圧延出側温度が780℃以上であり、
前記最終スタンドにおける圧延後1.0s以内に冷却を開始し、100℃/s以上の平均冷却速度で750℃まで冷却し、
前記冷間圧延工程は、酸洗と冷間圧延とを施し、
前記一次焼鈍工程において、750℃超かつAc3点以上の温度域で10s以上保持した後、100℃未満まで冷却し、
前記二次焼鈍工程において、1~40℃/sの平均昇温速度で600℃以上Ac3点未満の温度域に加熱し、5s以上300s未満保持した後、500℃までの平均冷却速度が5℃/s以上となる条件で500℃以下の温度まで冷却する、
鋼板の製造方法。
1.2≦ln(t0/t)≦2.8 ・・・(ii)
11.0≦log(v・exp(33000/(273+T)))≦15.0 ・・・(iii)
但し、上記式中の各記号の意味は以下のとおりである。
t0:最後の4つのスタンドに入る直前の板厚(mm)
t:最後の4つのスタンドから出た直後の板厚(mm)
v:最終スタンドにおけるひずみ速度(/s)
T:最終スタンドにおける圧延出側温度(℃) - 前記一次焼鈍工程において、750℃超かつAc3点以上の温度域で10s以上保持した後、500℃以下の温度域まで2~2000℃/sの平均冷却速度で冷却し、その後、100℃未満の温度域まで冷却する、
請求項9に記載の鋼板の製造方法。 - 前記一次焼鈍工程において、500℃以下の温度域まで2~2000℃/sの平均冷却速度で冷却した後、100~500℃の温度域で10~1000s保持し、その後、100℃未満の温度域まで冷却する、
請求項10に記載の鋼板の製造方法。 - 前記二次焼鈍工程の後、溶融亜鉛めっき処理を施す、
請求項9から請求項11までのいずれかに記載の鋼板の製造方法。 - 前記溶融亜鉛めっき処理を施した後、450~620℃の温度域で前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を施す、
請求項12に記載の鋼板の製造方法。
Applications Claiming Priority (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
PCT/JP2020/034421 WO2022054221A1 (ja) | 2020-09-11 | 2020-09-11 | 鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JPWO2022054221A1 JPWO2022054221A1 (ja) | 2022-03-17 |
JP7417169B2 true JP7417169B2 (ja) | 2024-01-18 |
Family
ID=80631421
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2022548333A Active JP7417169B2 (ja) | 2020-09-11 | 2020-09-11 | 鋼板およびその製造方法 |
Country Status (3)
Country | Link |
---|---|
JP (1) | JP7417169B2 (ja) |
CN (1) | CN115485405B (ja) |
WO (1) | WO2022054221A1 (ja) |
Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018151273A1 (ja) | 2017-02-16 | 2018-08-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板及びその製造方法 |
WO2020004661A1 (ja) | 2018-06-29 | 2020-01-02 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2020017607A1 (ja) | 2018-07-18 | 2020-01-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
WO2020138343A1 (ja) | 2018-12-27 | 2020-07-02 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Family Cites Families (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP5699764B2 (ja) * | 2011-04-11 | 2015-04-15 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
EP3054025B1 (en) * | 2013-12-18 | 2018-02-21 | JFE Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same |
US10745775B2 (en) * | 2015-06-11 | 2020-08-18 | Nippon Steel Corporation | Galvannealed steel sheet and method for producing the same |
WO2018043456A1 (ja) * | 2016-08-31 | 2018-03-08 | Jfeスチール株式会社 | 高強度冷延薄鋼板及びその製造方法 |
-
2020
- 2020-09-11 JP JP2022548333A patent/JP7417169B2/ja active Active
- 2020-09-11 WO PCT/JP2020/034421 patent/WO2022054221A1/ja active Application Filing
- 2020-09-11 CN CN202080100494.4A patent/CN115485405B/zh active Active
Patent Citations (4)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
WO2018151273A1 (ja) | 2017-02-16 | 2018-08-23 | 新日鐵住金株式会社 | 熱間圧延鋼板及びその製造方法 |
WO2020004661A1 (ja) | 2018-06-29 | 2020-01-02 | 日本製鉄株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
WO2020017607A1 (ja) | 2018-07-18 | 2020-01-23 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
WO2020138343A1 (ja) | 2018-12-27 | 2020-07-02 | 日本製鉄株式会社 | 鋼板 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
WO2022054221A1 (ja) | 2022-03-17 |
JPWO2022054221A1 (ja) | 2022-03-17 |
CN115485405B (zh) | 2024-01-05 |
CN115485405A (zh) | 2022-12-16 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
US10745775B2 (en) | Galvannealed steel sheet and method for producing the same | |
JP4635525B2 (ja) | 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
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 | |
JP4501699B2 (ja) | 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
CN114585766B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
JP6787535B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP4407449B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
CN114555845B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
CN114585765B (zh) | 高强度钢板及其制造方法 | |
JP7036274B2 (ja) | 鋼板 | |
WO2019194251A1 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
WO2019194250A1 (ja) | 鋼板及び鋼板の製造方法 | |
JP2018003114A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
CN112313351B (zh) | 钢板及钢板的制造方法 | |
JP6669325B1 (ja) | 鋼板 | |
JP7417169B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP4506380B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
JP2018003115A (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
JP7364963B2 (ja) | 鋼板およびその製造方法 | |
JP4525386B2 (ja) | 形状凍結性と深絞り性に優れた高強度鋼板の製造方法 | |
CN114945690B (zh) | 钢板及其制造方法 | |
JP7193044B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに、部材 | |
WO2020195279A1 (ja) | 鋼板 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20220816 |
|
A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20230808 |
|
A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20230929 |
|
TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20231205 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20231218 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 7417169 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |