WO2017208759A1 - 高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2017208759A1
WO2017208759A1 PCT/JP2017/017730 JP2017017730W WO2017208759A1 WO 2017208759 A1 WO2017208759 A1 WO 2017208759A1 JP 2017017730 W JP2017017730 W JP 2017017730W WO 2017208759 A1 WO2017208759 A1 WO 2017208759A1
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less
mass
retained austenite
temperature
amount
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PCT/JP2017/017730
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俊夫 村上
茂生 大谷
裕一 二村
エライジャ 柿内
忠夫 村田
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株式会社神戸製鋼所
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    • 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
    • C22C38/06—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
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese

Definitions

  • This disclosure relates to a high-strength steel sheet that can be used for various applications including automobile parts.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength steel sheet having a tensile strength of 980 to 1180 MPa and showing good deep drawability.
  • the tensile strength is required to be 980 MPa or more. Further, the tensile strength is required to have a sufficient value even in the welded portion. Specifically, the cross tensile strength of the spot weld is required to be 6 kN or more.
  • the product of TS and total elongation (EL) (TS ⁇ EL) is required to be 20000 MPa% or more. Furthermore, in order to ensure the moldability at the time of component molding, it is also required that the LDR indicating deep drawability is 2.05 or more and the hole expansion ratio ⁇ indicating hole expandability is 20% or more. . Moreover, the joint strength of a spot welded part is also calculated
  • Patent Document 1 the high-strength steel sheet disclosed in Patent Document 1 is difficult to satisfy all these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all these requirements has been demanded.
  • Embodiments of the present invention have been made in order to meet such requirements, and include tensile strength (TS), cross tensile strength of spot welds (SW cross tension), yield ratio (YR), and (TS).
  • An object is to provide a high-strength steel sheet having a high product (TS ⁇ EL), LDR, and hole expansion ratio ( ⁇ ) with total elongation (EL), and a method for producing the same.
  • Aspect 1 of the present invention C: 0.15% by mass to 0.35% by mass, Total of Si and Al: 0.5% by mass to 3.0% by mass, Mn: 1.0% by mass to 4.0% by mass, P: 0.05 mass% or less, S: 0.01% by mass or less, And the balance consists of Fe and inevitable impurities, Steel structure
  • the ferrite fraction is 5% or less,
  • the total fraction of tempered martensite and tempered bainite is 60% or more,
  • the amount of retained austenite is 10% or more,
  • the average size of MA is 1.0 ⁇ m or less,
  • the average size of retained austenite is 1.0 ⁇ m or less, This is a high-strength steel sheet in which the retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more is 2% or more of the total retained austenite amount.
  • Aspect 2 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 2 in which the C content is 0.30 mass% or less.
  • Aspect 3 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 1 or 2, wherein the Al content is less than 0.10% by mass.
  • Cu 0.50% by mass or less
  • Ni 0.50% by mass or less
  • Cr 0.50% by mass or less
  • Mo 0.50% by mass or less
  • B 0.01 % By mass or less
  • V 0.05% by mass or less
  • Nb 0.05% by mass or less
  • Ti 0.05% by mass or less
  • Ca 0.05% by mass or less
  • REM 0.01% by mass or less
  • the high-strength steel sheet according to any one of aspects 1 to 3, including one or more kinds.
  • Aspect 5 of the present invention provides a rolled material having the component composition described in any one of the aspects 1 to 4, and Heating the rolled material to a temperature of Ac 3 point or higher to austenite; After the austenitization, cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and less than 200 ° C./second between 650 ° C. and 500 ° C., and 10 seconds at a cooling rate of 10 ° C./second or less within the range of 300 to 500 ° C. Above, let it stay for less than 300 seconds, After the residence, cooling from a temperature of 300 ° C. or higher to a cooling stop temperature between 100 ° C. and 300 ° C. at an average cooling rate of 10 ° C./second or more; Heating from the cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300-500 ° C .; Is a method for producing a high-strength steel sheet.
  • Aspect 6 of the present invention is the manufacturing method according to Aspect 5, wherein the retention is maintained at a constant temperature within a range of 300 to 500 ° C.
  • the tensile strength (TS), the cross tensile strength of the weld (SW cross tension), the yield ratio (YR), the product of (TS) and the total elongation (EL) (TS ⁇ EL) it is possible to provide a high-strength steel sheet having a high LDR and a hole expansion ratio ( ⁇ ) and a method for producing the same.
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, particularly heat treatment.
  • the steel structure has a ferrite fraction of 5% or less, a total fraction of tempered martensite and tempered bainite: 60% or more, and remains.
  • ⁇ amount 10% or more
  • average size of MA 1.0 ⁇ m or less
  • average size of retained austenite 1.0 ⁇ m or less
  • a high strength steel sheet having a high tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL), LDR and hole expansion ratio ( ⁇ ) are all high. I found what I could get.
  • Ferrite fraction 5% or less
  • ferrite is generally excellent in workability, it has a problem of low strength. As a result, the yield ratio decreases when the amount of ferrite is large. Therefore, the ferrite fraction is set to 5% or less (5% by volume or less).
  • the ferrite fraction is preferably 3% or less, more preferably 0%.
  • the ferrite fraction can be obtained by observing with a light microscope and measuring a white region by a point calculation method. That is, the ferrite fraction can be obtained by an area ratio (area%) by such a method. And the value calculated
  • Total fraction of tempered martensite and tempered bainite 60% or more Both high strength and high hole expansibility are achieved by setting the total fraction of tempered martensite and tempered bainite to 60% or more (60% by volume or more). it can.
  • the total fraction of tempered martensite and tempered bainite is preferably 70% or more.
  • the amount of tempered martensite and tempered bainite (total fraction) is measured by SEM observation of the cross-section subjected to nital corrosion, and the fraction of MA (that is, the sum of residual austenite and as-quenched martensite) is measured. It can be obtained by subtracting the above-mentioned ferrite fraction and MA fraction from the entire structure.
  • Residual austenite amount 10% or more Residual austenite causes a TRIP phenomenon that transforms into martensite by processing-induced transformation during processing such as press processing, and can obtain a large elongation. Further, the formed martensite has a high hardness. Therefore, an excellent strength-ductility balance can be obtained.
  • the amount of retained austenite is preferably 15% or more.
  • MA is an abbreviation for martensite-austenite constituent and is a composite (composite structure) of martensite and austenite.
  • the amount of retained austenite can be obtained by calculating the diffraction intensity ratio of ferrite (including bainite, tempered bainite, tempered martensite and untempered martensite in X-ray diffraction) and austenite by X-ray diffraction.
  • Co-K ⁇ rays can be used as the X-ray source.
  • MA 1.0 ⁇ m or less MA is a hard phase, and the vicinity of the interface between the mother phase and the hard phase acts as a void formation site during deformation.
  • the coarser the MA size the more concentrated the strain on the matrix / hard phase interface, and the more likely the fracture starts from voids formed in the vicinity of the matrix / hard phase interface.
  • the hole expansion ratio ⁇ can be improved by making the MA size, particularly the MA average size as fine as 1.0 ⁇ m or less, and suppressing breakage.
  • the average size of MA is preferably 0.8 ⁇ m or less.
  • the average size of MA is observed by observing three or more fields of view at 3000 times or more by SEM with a SEM, drawing a straight line of 200 ⁇ m or more at an arbitrary position in the photograph, and measuring a section length where the straight line and the MA intersect, It can be obtained by calculating an average value of the intercept lengths.
  • Average size of retained austenite 1.0 ⁇ m or less, and retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more: 2% or more of the total amount of retained austenite
  • the average size of retained austenite is 1.0 ⁇ m, and the size is 1.5 ⁇ m or more. It has been found that excellent deep drawability can be obtained when the ratio (volume ratio) of the retained austenite to the total retained austenite is 2% or more.
  • inflow stress of the flange portion is smaller than the tensile stress of the vertical wall portion formed at the time of deep drawing, drawing forming will easily proceed and good deep drawing properties will be obtained.
  • compressive stress is strongly applied from the board surface direction and the circumference, and therefore, the flange portion is deformed in a state where isotropic compressive stress is applied.
  • martensitic transformation is accompanied by volume expansion, martensitic transformation is less likely to occur under isotropic compressive stress. Therefore, the work-induced martensitic transformation of the retained austenite at the flange portion is suppressed and work hardening is reduced. As a result, the deep drawability is improved. The larger the size of retained austenite, the greater the effect of suppressing martensitic transformation.
  • the inventors set the average size of retained austenite to 1.0 ⁇ m, and the ratio of the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more to the total amount of retained austenite (volume ratio) is 2% or more. It has been found that a high work hardening rate can be maintained during deformation and an excellent deep drawability (LDR) can be obtained.
  • LDR deep drawability
  • the martensite structure formed by the process-induced transformation is hard and acts as a starting point for fracture. Larger martensite structures are more likely to be the origin of destruction.
  • the average size of retained austenite and the ratio of the amount of retained austenite with a size of 1.5 ⁇ m or more to the total austenite amount are created using the EBSD (Electron Back Scatter Diffraction Patterns) method which is a crystal analysis method using SEM. Can be obtained. From the obtained Phase map, the area of each austenite phase (residual austenite) is determined, the circle equivalent diameter (diameter) of each austenite phase is determined from the area, and the average value of the determined diameters is the average size of the retained austenite. To do.
  • EBSD Electro Back Scatter Diffraction Patterns
  • the ratio of the retained austenite of size 1.5 ⁇ m or more to the total austenite can be obtained.
  • the ratio of the retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more to the total austenite thus obtained is an area ratio, but is equivalent to a volume ratio.
  • the steel structure other than the above-described ferrite, tempered martensite, tempered bainite and retained austenite is not particularly defined.
  • steel structures such as ferrite, pearlite, untempered bainite, untempered martensite, and the like may exist. If the steel structure such as ferrite satisfies the above-described structure condition, the effect of the embodiment of the present invention is exhibited even if pearlite or the like is present.
  • composition The composition of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described below. First, basic elements C, Si, Al, Mn, P and S will be described, and further elements that may be selectively added will be described. In addition, unit% display of a component composition means the mass% altogether.
  • C 0.10 to 0.35% C is an essential element for obtaining a desired structure and ensuring high characteristics (TS ⁇ EL) and the like, and in order to effectively exhibit such an action, it is necessary to add 0.10% or more. is there. However, more than 0.35% is not suitable for welding, and sufficient welding strength cannot be obtained. Preferably it is 0.13% or more, More preferably, it is 0.15% or more. Further, it is preferably 0.30% or less. If the C content is 0.30% or less, welding can be performed more easily.
  • Si and Al each have a function of suppressing the precipitation of cementite and promoting the formation of retained austenite.
  • Si and Al in total of 0.5% or more.
  • the total of Si and aluminum exceeds 2.5%, the deformability of the steel decreases, and TS ⁇ EL decreases.
  • it is 0.7% or more, More preferably, it is 1.0% or more.
  • Al may be added in an amount that functions as a deoxidizing element, that is, less than 0.10% by mass, and is 0 for the purpose of, for example, suppressing the formation of cementite and increasing the amount of retained austenite. A larger amount such as 7% by mass or more may be added.
  • Mn 1.0 to 4.0%
  • Manganese suppresses the formation of ferrite. In order to exhibit such an action effectively, it is necessary to add 1.0% or more. However, if it exceeds 4.0%, the bainite transformation is suppressed, so that a relatively coarse residual ⁇ cannot be formed. Therefore, deep drawability cannot be improved.
  • it is 1.5% or more, More preferably, it is 2.0% or more. Moreover, preferably 3.5. % Or less.
  • P 0.05% or less P is unavoidably present as an impurity element. If P exceeds 0.05%, EL and ⁇ deteriorate. Therefore, the P content is 0.05% or less (including 0%). Preferably, it is 0.03% (including 0%) or less.
  • S 0.01% or less S is unavoidably present as an impurity element. If S exceeding 0.01% is present, sulfide inclusions such as MnS are formed, which becomes a starting point of cracking and lowers ⁇ . Therefore, the S content is 0.01% or less (including 0%). Preferably, it is 0.005% (including 0%) or less.
  • the balance is iron and inevitable impurities.
  • inevitable impurities mixing of trace elements (for example, As, Sb, Sn, etc.) brought in depending on the situation of raw materials, materials, manufacturing equipment, etc. is allowed.
  • trace elements for example, As, Sb, Sn, etc.
  • P and S it is usually preferable that the content is small. Therefore, although it is an unavoidable impurity, there is an element that separately defines the composition range as described above. For this reason, in this specification, the term “inevitable impurities” constituting the balance is a concept that excludes elements whose composition ranges are separately defined.
  • V, Nb, and Ti improve the strength-ductility balance by precipitation strengthening the parent phase and increasing the strength without significantly degrading the ductility.
  • Ca and REM contribute to the improvement of strength-ductility balance and hole expandability by finely dispersing inclusions typified by MnS.
  • examples of the REM (rare earth element) used in the embodiment of the present invention include Sc, Y, and lanthanoid. However, even if these elements are contained excessively, the above effects are saturated and it is economically wasteful. Therefore, it is preferable that these elements have amounts not more than the above upper limit values.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has high levels of TS, YR, TS ⁇ EL, LDR, and ⁇ . These characteristics of the high-strength steel sheet according to the embodiment of the present invention will be described in detail below.
  • Tensile strength (TS) It has a TS of 980 MPa or more. Thereby, sufficient strength can be secured.
  • Yield ratio (YR) It has a yield ratio of 0.75 or more. Thereby, combined with the above-described high tensile strength, high yield strength can be realized, and the final product obtained by processing such as deep drawing can be used under high stress. Preferably, it has a yield ratio of 0.80 or more.
  • TS ⁇ EL Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL) TS ⁇ EL is 20000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is 20000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL is 23000 MPa% or more.
  • LDR Deep drawability
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has an LDR of 2.05 or more, preferably 2.10 or more, and has excellent deep drawability.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a hole expansion ratio ⁇ of 20% or more, preferably 30% or more. Thereby, excellent workability such as press formability can be obtained.
  • the cross tensile strength of the spot weld is evaluated according to JIS Z 3137.
  • the spot welding conditions were two steel plates (1.4 mm thick in the examples described later), a dome radius type electrode with a pressure of 4 kN and a current of 6 kA to 12 kA at a 0.5 kA pitch. Perform spot welding. As a result, the minimum current at which dust is generated is obtained. And then. The cross tensile strength of the joint spot-welded at a current 0.5 kA lower than the lowest current at which the dust has occurred is measured.
  • the high strength steel plate according to the embodiment of the present invention has a cross weld strength (SW cross tension) of a spot welded portion of 6 kN or more, preferably 8 kN or more, more preferably 10 kN or more.
  • SW cross tension cross weld strength
  • FIG. 1 is a diagram for explaining a method for producing a high-strength steel sheet according to an embodiment of the present invention, particularly heat treatment.
  • the rolled material to be heat-treated is usually produced by hot rolling followed by cold rolling.
  • the present invention is not limited to this, and either one of hot rolling and cold rolling may be performed.
  • the conditions for hot rolling and cold rolling are not particularly limited.
  • the austenitizing is performed by heating to a temperature of Ac 3 point or higher.
  • the heating temperature may be maintained for 1 to 1800 seconds.
  • the upper limit of the heating temperature is preferably Ac 3 points or more and Ac 3 points + 100 ° C. or less. This is because coarsening of crystal grains can be suppressed by setting the temperature to Ac 3 points + 100 ° C. or lower.
  • the heating temperature is more preferably Ac 3 points + 10 ° C. or higher, Ac 3 points + 90 ° C. or lower, and further preferably Ac 3 points + 20 ° C. or higher, Ac 3 points + 80 ° C. or lower.
  • heating at the time of austenitization shown by [1] in FIG. 1 may be performed at an arbitrary heating rate, preferable average heating rates include 1 ° C./second or more and 20 ° C./second.
  • Cooling and retention in a temperature range of 300 ° C. to 500 ° C. After the above austenite formation, cooling is performed, as shown in [5] in FIG. The sample is allowed to stay for 10 seconds or more and less than 300 seconds at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C. The cooling is performed at an average cooling rate of 15 ° C./second or more and less than 200 ° C./second at least between 650 ° C. and 500 ° C. This is because the formation of ferrite during cooling is suppressed by setting the average cooling rate to 15 ° C./second or more.
  • cooling rate into less than 200 degrees C / sec As a preferable example of such cooling, as shown in [3] in FIG. 1, a relatively low average cooling of 0.1 ° C./second or more and 10 ° C./second or less is performed up to a rapid cooling start temperature of 650 ° C. or more. Cooling at a rate, and as shown in [4] of FIG. 1, cooling is performed at an average cooling rate of 20 ° C./second or more and less than 200 ° C./second from a rapid cooling start temperature to a residence start temperature of 500 ° C. or less. be able to.
  • the state where the cooling rate is 10 ° C./second or less includes the case where the cooling rate is maintained at a substantially constant temperature (that is, the cooling rate is 0 ° C./second) as shown in [5] in FIG. Due to this residence, bainite is partially formed. And since bainite has a lower carbon solid solubility limit than austenite, it expels carbon beyond the solid solubility limit. As a result, an austenite region enriched with carbon is formed around bainite. This region becomes slightly coarse retained austenite after cooling and reheating described later. By forming this slightly coarse retained austenite, the deep drawability can be enhanced as described above.
  • the retention temperature is higher than 500 ° C., the carbon concentration region becomes too large, and not only retained austenite but also MA becomes coarse, so that the hole expansion rate decreases.
  • the retention temperature is lower than 300 ° C., the carbon concentration region is small, the amount of coarse retained austenite is insufficient, and the deep drawability deteriorates.
  • the residence time is shorter than 10 seconds, the area of the carbon-enriched region is reduced, the amount of coarse retained austenite is insufficient, and the deep drawability is deteriorated.
  • the residence time is 300 seconds or more, the carbon enrichment region becomes too large, and not only retained austenite but also MA becomes coarse, so the hole expansion rate decreases. Further, if the cooling rate during the residence is higher than 10 ° C./second, sufficient bainite transformation does not occur, and therefore a sufficient carbon enriched region is not formed, and the amount of coarse retained austenite is insufficient.
  • the second cooling start temperature of 300 ° C. and above and between 100 ° C. and 300 ° C. Cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more until a cooling stop temperature of 10 ° C.
  • the above-mentioned end temperature of residence (for example, the holding temperature shown in [5] of FIG. 1) is set as the second cooling start temperature.
  • the cooling stop temperature within a temperature range of 100 ° C. or more and less than 300 ° C., the amount of austenite remaining without transformation to martensite is adjusted, and the final amount of retained austenite is controlled.
  • a preferable cooling rate is 15 degreeC / degrees C or more, and a preferable cooling stop temperature is 120 degreeC or more and 280 degrees C or less. A more preferable cooling rate is 20 ° C./s or more, and a more preferable cooling stop temperature is 140 ° C. or more and 260 ° C. or less.
  • a preferable holding time in the case of holding can be 1 to 600 seconds. Even if the holding time is increased, there is almost no influence on the characteristics, but if the holding time exceeds 600 seconds, the productivity is lowered.
  • heating is performed from the above-described cooling stop temperature to a reheating temperature in the range of 300 to 500 ° C.
  • the heating rate is not particularly limited. After reaching the reheating temperature, it is preferable to hold at that temperature as shown in [9] of FIG. A preferred holding time is 50 to 1200 seconds.
  • the carbon in the martensite can be expelled, the carbon concentration to the surrounding austenite can be promoted, and the austenite can be stabilized. Thereby, the amount of retained austenite finally obtained can be increased.
  • the reheating temperature is lower than 300 ° C., the diffusion of carbon is insufficient and a sufficient amount of retained austenite cannot be obtained, resulting in a decrease in TS ⁇ EL. Further, if the holding is not performed or the holding time is shorter than 50 seconds, there is a possibility that the carbon diffusion is similarly insufficient. For this reason, it is preferable to hold for 50 seconds or more at the reheating temperature.
  • the holding time is preferably 1200 seconds or less.
  • the preferred reheating temperature is 320 to 480 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 900 seconds or less.
  • the reheating temperature is more preferably 340 to 460 ° C. In this case, the upper limit of the holding time is preferably 600 seconds or less.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention can be obtained.
  • sample no. 1, 4 and 7 are samples which were not retained for 10 seconds or more at a cooling rate of 10 ° C./second or less within a temperature range of 300 to 500 ° C. in the process corresponding to [5] in FIG.
  • sample no. Samples Nos. 1 and 26 are samples that have been rapidly cooled to 200 ° C. after starting rapid cooling at 700 ° C.
  • Reference numeral 7 denotes a sample that has not been cooled to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. (a sample in which steps corresponding to [6] to [8] in FIG. 1 are skipped).
  • Tables 1 to 4 underlined numerical values indicate that they are out of the scope of the embodiment of the present invention. However, it should be noted that “-” is not underlined even if it falls outside the scope of the embodiment of the present invention.
  • sample no. No. 1 was not retained in the temperature range of 300 to 500 ° C. after the austenite formation, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more was not sufficient, and as a result, sufficient deep drawability could not be obtained. .
  • No. 3 has a slow average cooling rate from the second cooling start temperature ("[5] holding temperature” shown in Table 2) to the cooling stop temperature, so that the average size of the MA is excessively large. As a result, sufficient hole expansion is achieved. The rate was not obtained.
  • Sample No. No. 4 had a short holding time in the temperature range of 300 to 500 ° C. after the austenite formation, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more was not sufficient, and sufficient deep drawability could not be obtained.
  • Sample No. No. 5 was retained at a temperature higher than the temperature range of 300 to 500 ° C. after the austenite formation, so that the average size of the MA was excessive, and as a result, a sufficient hole expansion rate was not obtained.
  • Sample No. No. 6 was retained at a temperature lower than the temperature range of 300 to 500 ° C. after being austenitized, so the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more was not sufficient, and as a result, sufficient deep drawability could not be obtained.
  • Sample No. 7 is not cooled to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C., so the total amount of tempered martensite and tempered bainite is insufficient, the MA average size is excessive, and the average size of residual austenite is also It became excessive. As a result, a sufficient hole expansion rate and deep drawability could not be obtained.
  • Sample No. No. 14 since the cooling rate from the rapid cooling start temperature to the residence start temperature ("[5] holding temperature” in Table 2) is slow, the amount of ferrite becomes excessive, and the total amount of tempered martensite and tempered bainite is insufficient. And the average size of MA became excessive. As a result, sufficient tensile strength, yield ratio and hole expansion rate were not obtained.
  • Sample No. No. 15 since the reheating temperature is higher than the temperature range of 300 ° C. to 500 ° C., the amount of retained austenite is small, the MA average size is excessive, and the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more is not sufficient. Tensile strength, TS ⁇ EL, and deep drawability were not obtained. Sample No. No.
  • Sample No. No. 22 had a small amount of C, an insufficient amount of retained austenite, and an insufficient amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more. As a result, sufficient TS ⁇ EL and deep drawability could not be obtained.
  • Sample No. In No. 23 the amount of Mn was large, the amount of retained austenite was insufficient, and the amount of retained austenite having a size of 1.5 ⁇ m or more was not sufficient. As a result, sufficient TS ⁇ EL and deep drawability were not obtained.
  • Sample No. No. 25 had a small amount of Si + Al, a short total amount of tempered martensite and tempered bainite, and a small amount of retained austenite. As a result, sufficient TS ⁇ EL, hole expansion ratio and deep drawability were not obtained.
  • Sample No. No. 26 had an excessive amount of C and was retained at a temperature lower than the temperature range of 300 to 500 ° C. after austenitization, so that sufficient SW cross tensile strength could not be obtained.
  • Japanese Patent Application No. 2016-107593 discloses a Japanese patent application filed on May 30, 2016, Japanese Patent Application No. 2016-107593, and a Japanese patent application filed on March 31, 2017, Japanese Patent Application No. 2017-0721133. Accompanied by claiming priority as a basic application.
  • Japanese Patent Application No. 2016-107593 and Japanese Patent Application No. 2017-072133 are incorporated herein by reference.

Abstract

Ｃ：０．１５質量％～０．３５質量％、ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％～３．０質量％、Ｍｎ：１．０質量％～４．０質量％、Ｐ：０．０５質量％以下、Ｓ：０．０１質量％以下、を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、鋼組織が、フェライト分率が５％以下であり、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、残留オーステナイト量が１０％以上であり、ＭＡの平均サイズが３μｍ以下であり、残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上である高強度鋼板である。

Description

高強度鋼板およびその製造方法
　本開示は、自動車部品をはじめとする各種の用途に使用可能な高強度鋼板に関する。
　自動車用部品等に供される鋼板は、燃費改善を実現するために薄肉化が求められており、薄肉化及び部品強度確保を達成するために鋼板の高強度化が求められている。特許文献１は９８０～１１８０ＭＰａの引張強さを有し、かつ良好な深絞り性を示す高強度鋼板を開示している。
特開２００９－２０３５４８号公報
　しかし、自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度と優れた深絞り性を有するだけでなく、さらに優れた強度延性バランス、高い降伏比および優れた穴広げ率を有することが求められている。
　引張強度、強度延性バランス、降伏比、深絞り特性および穴広げ率それぞれについて、具体的には、以下のことが求められている。
　引張強度については、９８０ＭＰａ以上であることが求められている。さらに引張強度については、溶接部においても十分な値を有することが求められている。具体的には、スポット溶接部の十字引張強度は６ｋＮ以上であることが求められている。
　また、使用中に負荷できる応力を高くするためには、高い引張強度（ＴＳ）に加えて高い降伏強度（ＹＳ）を有する必要がある。また、衝突安全性等を確保する観点から、鋼板の降伏強度を高めることも必要である。このため、具体的には０．７５以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）が求められている。
　強度延性バランスについては、ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）が２００００ＭＰａ％以上であることが求められている。さらに部品成形時の成形性を確保するために、深絞り性を示すＬＤＲが２．０５以上であること、および穴広げ性を示す穴広げ率λが２０％以上であることも求められている。また、自動車用鋼板の基本性能としてスポット溶接部の継手強度も求められる。
　しかし、特許文献１が開示する高強度鋼板では、これらの要求全てを満足することは困難であり、これらの要求全てを満足できる高強度鋼板が求められていた。
　本発明の実施形態はこのような要求に応えるためになされたものであって、引張強度（ＴＳ）、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲおよび穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明の態様１は、
　Ｃ　：０．１５質量％～０．３５質量％、
　ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％～３．０質量％、
　Ｍｎ：１．０質量％～４．０質量％、
　Ｐ　：０．０５質量％以下、
　Ｓ　：０．０１質量％以下、
を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
　鋼組織が、
　　フェライト分率が５％以下であり、
　　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、
　　残留オーステナイト量が１０％以上であり、
　　ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
　　残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
　　サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上である高強度鋼板である。
　本発明の態様２は、Ｃ量が０．３０質量％以下である態様２に記載の高強度鋼板である。
　本発明の態様３は、Ａｌ量が０．１０質量％未満である態様１または２に記載の高強度鋼板である。
　本発明の態様４は、さらに、Ｃｕ：０．５０質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．０５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、の１種または２種以上を含む態様１～３のいずれか１つの態様に記載の高強度鋼板である。
　本発明の態様５は、上記態様１～４のいずれか１つの態様に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
　前記圧延材をＡｃ３点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
　前記オーステナイト化後、６５０℃～５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００～５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させることと、
　前記滞留の後、３００℃以上の温度から１００℃～３００℃の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
　前記冷却停止温度から３００～５００℃範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
　本発明の態様６は、前記の滞留が３００～５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む態様５に記載の製造方法である。
　本発明の実施形態によれば、引張強度（ＴＳ）、溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲおよび穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板およびその製造方法を提供することができる。
図１は本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
　本発明者らは鋭意検討した結果、所定の成分を有する鋼において、鋼組織（金属組織）を、フェライト分率：５％以下、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率：６０％以上、残留γ量：１０％以上、ＭＡの平均サイズ：１．０μｍ以下、残留オーステナイトの平均サイズ：１．０μｍ以下、およびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト：全残留オーステナイト量の２％以上とすることで、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、ＬＤＲおよび穴広げ率（λ）が何れも高いレベルにある高強度鋼板を得ることができることを見いだしたのである。
１．鋼組織
　以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の鋼組織の詳細を説明する。
　以下の鋼組織の説明では、そのような組織を有することにより各種の特性を向上できるメカニズムについて説明している場合がある。これらは本発明者らが現時点で得られている知見により考えたメカニズムであるが、本発明の技術的範囲を限定するものではないことに留意されたい。
（１）フェライト分率：５％以下
　フェライトは、一般的に加工性に優れるものの、強度が低いという問題を有する。その結果、フェライト量が多いと降伏比が低下する。このため、フェライト分率を５％以下（５体積％以下）とした。
　フェライト分率は好ましくは３％以下、さらに好ましくは０％である。
　フェライト分率は光学顕微鏡で観察し、白い領域を点算法で測定することにより求めることができる。すなわち、このような方法により、フェライト分率を面積比（面積％）で求めることができる。そして、面積比で求めた値をそのまま体積比（体積％）の値として用いてよい。
（２）焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率：６０％以上
　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率を６０％以上（６０体積％以上）とすることで高強度と高い穴広げ性を両立できる。焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率は好ましくは７０％以上である。
　焼戻しマルテンサイトおよび焼戻しベイナイト量（合計分率）は、ナイタール腐食を行った断面のＳＥＭ観察を行い、ＭＡ（すなわち、残留オーステナイトと焼入れたままのマルテンサイトの合計）の分率を測定し、鋼組織全体から上述のフェライト分率とＭＡ分率を引くことにより求めることができる。
（３）残留オーステナイト量：１０％以上
　残留オーステナイトは、プレス加工等の加工中に加工誘起変態により、マルテサイトに変態するＴＲＩＰ現象を生じ、大きな伸びを得ることができる。また、形成されるマルテンサイトは高い硬度を有する。このため、優れた強度－延性バランスを得ることができる。残留オーステナイト量を１０％以上（１０体積％以上）とすることでＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ％以上と優れた強度－延性バランスを実現できる。
　残留オーステナイト量は好ましくは１５％以上である。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板では、残留オーステナイトの多くは、ＭＡの形態で存在する。ＭＡとは、martensite-austenite constituentの略であり、マルテンサイトとオーステナイトの複合体（複合組織）である。
　残留オーステナイト量は、Ｘ線回折によりフェライト（Ｘ線回折ではベイナイト、焼き戻しベイナイト、焼戻しマルテンサイトおよび未焼戻しのマルテンサイトを含む）とオーステナイトの回折強度比を求めて算出することにより得ることができる。Ｘ線源としてはＣｏ－Ｋα線を用いることができる。
（４）ＭＡの平均サイズ：１．０μｍ以下
　ＭＡは硬質相であり、変形時に母相／硬質相界面近傍がボイド形成サイトとして働く。ＭＡサイズが粗大になるほど、母相／硬質相界面への歪集中が起こり、母相／硬質相界面近傍に形成されたボイドを起点とした破壊を生じ易くなる。
　このため、ＭＡサイズ、とりわけＭＡ平均サイズを１．０μｍ以下と微細にし、破壊を抑制することで穴広げ率λを向上させることができる。
　ＭＡの平均サイズは好ましくは０．８μｍ以下である。
　ＭＡの平均サイズは、ナイタール腐食した断面をＳＥＭにより３０００倍以上で３視野以上観察し、写真中の任意の位置に合計２００μｍ以上の直線を引き、その直線とＭＡが交わる切片長を測定し、それら切片長の平均値を算出することで求めることができる。
（５）残留オーステナイトの平均サイズ：１．０μｍ以下、およびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト：全残留オーステナイト量の２％以上
　残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全残留オーステナイトに占める比率（体積比）を２％以上とすることで、優れた深絞り性が得られることを見いだした。
　深絞り成形時に形成されるたて壁部の引張応力に対してフランジ部の流入応力の方が小さいと、絞り成形が容易に進行することになり、良好な深絞り性が得られる。フランジ部の変形挙動は盤面方向、円周から圧縮応力が強くかかるため、等方的な圧縮応力が付与された状態で変形することとなる。一方、マルテンサイト変態は体積膨張を伴うため、等方的な圧縮応力下ではマルテンサイト変態は起こりにくくなる。よって、フランジ部での残留オーステナイトの加工誘起マルテンサイト変態が抑制されて加工硬化が小さくなる。
　この結果、深絞り性が改善される。残留オーステナイトのサイズを大きいほど、マルテンサイト変態を抑制する効果が大きく発現する。
　また、深絞り成形により形成されるたて壁部の引張応力を高めるためには、変形中に高い加工硬化率を持続させることが必要である。比較的低い応力下で容易に加工誘起変態する不安定な残留オーステナイトと高い応力下でないと加工誘起変態を起こさない安定な残留オーステナイトとを混在させて、広い応力範囲に亘って加工誘起変態を起こさせることで変形中に高い加工硬化率を持続させることができる。そのために粗大で不安定な残留オーステナイトと微細で安定な残留オーステナイトとをそれぞれ所定量含むような鋼組織を得ることを検討した。そして、本発明者らは、残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍとし、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全残留オーステナイト量に占める比率（体積比）を２％以上とすることで、変形中に高い加工硬化率を持続させ、優れた深絞り性（ＬＤＲ）を得ることができることを見いだした。
　また、上述のように、残留オーステナイトが加工誘起変態する際にＴＲＩＰ現象を生じ大きな伸びを得ることができる。一方で、加工誘起変態により形成されたマルテンサイト組織は硬く破壊の起点として作用する。より大きなマルテンサイト組織ほど破壊の起点となりやすい。残留オーステナイトの平均サイズを１．０μｍ以下として、加工誘起変態により形成されるマルテンサイトの大きさを小さくすることで破壊を抑制する効果も得ることができる。
　残留オーステナイトの平均サイズおよびサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量の全オーステナイト量に占める比率は、ＳＥＭを用いた結晶解析手法であるＥＢＳＤ（Electron Back Scatter Diffraction Patterns）法を用いてＰｈａｓｅマップを作成することにより求めることができる。得られたＰｈａｓｅマップから、個々のオーステナイト相（残留オーステナイト）の面積を求め、その面積から個々のオーステナイト相の円相当径（直径）を求め、求めた直径の平均値を残留オーステナイトの平均サイズとする。また、円相当径が１．５μｍ以上のオーステナイト相の面積を積算し、オーステナイト相の総面積に対する比率を求めることにより、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率を得ることができる。なお、このようにして求めたサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率は面積比であるが、体積比と等価である。
（６）その他の鋼組織：
　本明細書においては、前記したフェライト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトおよび残留オーステナイト以外の鋼組織は特に規定していない。しかしながら、フェライト等の鋼組織以外にも、パーライト、焼き戻されていないベイナイトおよび焼き戻されていないマルテンサイトなどが存在することがある。フェライト等の鋼組織が、前述した組織条件を満たしていれば、パーライト等が存在しても、本発明の実施形態の効果は発揮される。
２．組成
　以下に本発明の実施形態に係る高強度鋼板の組成について説明する。まず、基本となる元素、Ｃ、Ｓｉ、Ａｌ、Ｍｎ、ＰおよびＳについて説明し、さらに選択的に添加してよい元素について説明する。
　なお、成分組成について単位の％表示は、すべて質量％を意味する。
（１）Ｃ：０．１０～０．３５％
　Ｃは所望の組織を得て、高い（ＴＳ×ＥＬ）等の特性を確保するために必須の元素であり、このような作用を有効に発揮させるためには０．１０％以上添加する必要がある。ただし、０．３５％超は溶接に適さず、十分な溶接強度を得ることができない。好ましくは０．１３％以上、さらに好ましくは０．１５％以上である。また、好ましくは０．３０％以下である。Ｃ量が０．３０％以下だとより容易に溶接することができる。
（２）ＳｉとＡｌの合計：０．５～２．５％
　ＳｉとＡｌは、それぞれ、セメンタイトの析出を抑制し、残留オーステナイトの形成を促進する働きを有する。このような作用を有効に発揮させるためにはＳｉとＡｌを合計で０．５％以上添加する必要がある。ただし、Ｓｉとアルミニウムの合計が２．５％を超えると鋼の変形能が低下して、ＴＳ×ＥＬが低下する。好ましくは０．７％以上、さらに好ましくは１．０％以上である。また、好ましくは２．０％以下である。
　なお、Ａｌについては、脱酸元素として機能する程度の添加量、すなわち０．１０質量％未満であってよく、また、例えばセメンタイトの形成を抑制し、残留オーステナイト量を増加させる目的等ために０．７質量％以上のようなより多くの量を添加してもよい。
（３）Ｍｎ：１．０～４．０％
　マンガンはフェライトの形成を抑制する。このような作用を有効に発揮させるためには１．０％以上添加する必要がある。ただし、４．０％を超えるとベイナイト変態が抑制されるために比較的粗大な残留γを形成することができない。そのため深絞り性を改善させることができない。好ましくは１．５％以上、さらに好ましくは２．０％以上である。また、好ましくは３．５．％以下である。
（４）Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは不純物元素として不可避的に存在する。０．０５％を超えたＰが存在するとＥＬおよびλが劣化する。このため、Ｐの含有量は０．０５％以下（０％を含む）とする。好ましくは、０．０３％（０％を含む）以下である。
（５）Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは不純物元素として不可避的に存在する。０．０１％を超えたＳが存在するとＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れの起点となってλを低下させる。このため、Ｓの含有量は０．０１％以下（０％を含む）とする。好ましくは、０．００５％（０％を含む）以下である。
（６）残部
　好ましい１つの実施形態では、残部は、鉄および不可避不純物である。不可避不純物としては、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる微量元素（例えば、Ａｓ、Ｓｂ、Ｓｎなど）の混入が許容される。なお、例えば、ＰおよびＳのように、通常、含有量が少ないほど好ましく、従って不可避不純物であるが、その組成範囲について上記のように別途規定している元素がある。このため、本明細書において、残部を構成する「不可避不純物」という場合は、別途その組成範囲が規定されている元素を除いた概念である。
　しかし、この実施形態に限定されるものではない。本発明の実施形態に係る高強度鋼板の特性を維持できる限り、任意のその他の元素を更に含んでよい。そのように選択的に含有させることができるその他の元素を以下に例示する。
（７）その他の元素
Ｃｕ：０．５０質量％以下、Ｎｉ：０．５０質量％以下、Ｃｒ：０．５０質量％以下、Ｍｏ：０．５０質量％以下、Ｂ：０．０１質量％以下、Ｖ：０．０５質量％以下、Ｎｂ：０．０５質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下、Ｃａ：０．０５質量％以下、ＲＥＭ：０．０１質量％以下、の１種または２種以上
　Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ、ＭｏおよびＢは、焼き入れ性を高めることで、フェライトの形成を防止し、かつ、オーステナイトの安定化やベイナイトの微細化に寄与することで強度－延性バランスを向上する。
　Ｖ、ＮｂおよびＴｉは、母相を析出強化することで、延性を大きく劣化させずに強度を高めることで、強度－延性バランスを向上させる。
　ＣａおよびＲＥＭは、ＭｎＳに代表される介在物を微細に分散させることで、強度－延性バランスおよび穴広げ性の改善に寄与する。ここで、本発明の実施形態に用いられるＲＥＭ（希土類元素）としては、Ｓｃ、Ｙ、ランタノイド等が挙げられる。
　ただし、これらの元素を過剰に含有させても、上記それぞれの効果が飽和してしまい経済的に無駄であるので、これらの元素は上記各上限値以下の量とするのが好ましい。
３．特性
　上述のように本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、ＴＳ、ＹＲ、ＴＳ×ＥＬ、ＬＤＲおよびλが何れも高いレベルにある。本発明の実施形態に係る高強度鋼板のこれらの特性について以下に詳述する。
（１）引張強度（ＴＳ）
　９８０ＭＰａ以上のＴＳを有する。これにより十分な強度を確保できる。
（２）降伏比（ＹＲ）
　０．７５以上の降伏比を有する。これにより上述の高い引張強度と相まって高い降伏強度を実現でき、深絞り加工等の加工により得た最終製品を高い応力下で使用することができる。好ましくは、０．８０以上の降伏比を有する。
（３）ＴＳと全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）
　ＴＳ×ＥＬが２００００ＭＰａ％以上である。２００００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬを有することで、高い強度と高い延性とを同時に有する、高いレベルの強度延性バランスを得ることができる。好ましくは、ＴＳ×ＥＬは２３０００ＭＰａ％以上である。
（４）深絞り性（ＬＤＲ）
　ＬＤＲは深絞り性の評価に用いられている指標である。円筒絞り成形において、得られる円筒の直径をｄとし、１回の深絞り加工で破断を生じずに円筒を得ることができる円盤状の鋼板（ブランク）の最大直径をＤとし、ｄ／ＤをＬＤＲ(Limiting Drawing Ratio)という。より詳細には、板厚１．４ｍｍで各種径を有する円盤状の試料を、パンチ径５０ｍｍ、パンチ角半径６ｍｍ、ダイ径５５．２ｍｍ、ダイ角半径８ｍｍの金型で円筒深絞りを行い、破断することなく絞り抜けた試料径（最大直径Ｄ）を求めることによりＬＤＲを求めることができる。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、ＬＤＲが２．０５以上であり、好ましくは２．１０以上であり、優れた深絞り性を有している。
（５）穴広げ率（λ）
　穴広げ率λは、ＪＩＳ　Ｚ　２２５６に従って求める。試験片に直径ｄ０（ｄ０＝１０ｍｍ）の打ち抜き穴を空け、先端角度が６０°のポンチをこの打ち抜き穴に押し込み、発生した亀裂が試験片の板厚を貫通した時点の打ち抜き穴の直径ｄを測定し、下記の式より求める。
　　λ（％）＝｛（ｄ－ｄ０）／ｄ０｝×１００
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、穴広げ率λが２０％以上、好ましくは３０％以上である。これによりプレス成形性等の優れた加工性を得ることができる。
（６）スポット溶接部十字引張強度（ＳＷ十字引張）
　スポット溶接部の十字引張強度はＪＩＳ　Ｚ　３１３７に則って評価する。スポット溶接の条件は鋼板（後述の実施例では厚さ１．４ｍｍの鋼板）を２枚重ねたものを用い、ドームラジアス型の電極で加圧力４ｋＮ、電流を６ｋＡから１２ｋＡまで０．５ｋＡピッチでスポット溶接を実施する。これにより、ちりが発生する最低電流を求める。そして。ちりが発生した最低電流よりも０．５ｋＡ低い電流でスポット溶接した継ぎ手の十字引張強度を測定する。
　本発明の実施形態に係る高強度鋼板は、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）が６ｋＮ以上、好ましくは８ｋＮ以上、より好ましくは１０ｋＮ以上である。
４．製造方法
　次に本発明に係る高強度鋼板の製造方法について説明する。
　本発明者らは、所定の組成を有する圧延材に詳細を後述する熱処理（マルチステップのオーステンパー処理）を行うことにより、上述の所望の鋼組織を有し、その結果、上述の所望の特性を有する高強度鋼板を得ること見いだしたのである。
　以下にその詳細を説明する。
　図１は本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法、とりわけ熱処理を説明するダイアグラムである。
　熱処理を施す圧延材は、通常、熱間圧延後、冷間圧延を行って製造する。しかし、これに限定されるものでなく熱間圧延および冷間圧延のいずれか一方を行って製造してもよい。また、熱間圧延および冷間圧延の条件は特に限定されるものではない。
（１）オーステナイト化処理
　図１の[１]および［２］に示すように、Ａｃ３点以上の温度に加熱しオーステナイト化する。この加熱温度で１～１８００秒保持してよい。加熱温度の上限は、好ましくは、Ａｃ３点以上、Ａｃ３点＋１００℃以下である。Ａｃ３点＋１００℃以下の温度とすることで結晶粒の粗大化を抑制できるからである。加熱温度は、より好ましくはＡｃ３点＋１０℃以上、Ａｃ３点＋９０℃以下、さらに好ましくは、Ａｃ３点＋２０℃以上、Ａｃ３点＋８０℃以下である。より完全にオーステナイト化しフェライトの形成を抑制できるとともに、結晶粒の粗大化をより確実に抑制できるからである。
　図１の［１］で示す、オーステナイト化時の加熱は任意の加熱速度で行ってよいが、好ましい平均加熱速度として１℃／秒以上、２０℃／秒を挙げることができる。
（２）冷却と３００℃～５００℃の温度域での滞留
　上記のオーステナイト化後、冷却し、図１の［５］に示すように。３００～５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させる。
　冷却は、少なくとも６５０℃～５００℃の間は、平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却する。平均冷却速度１５℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制するためである。また、冷却速度を２００℃／秒未満とすることで急激な冷却よる過大な熱歪みの発生を防止できる。このような冷却の好ましい例として、図１の［３］に示すように、６５０℃以上である急冷開始温度までは、０．１℃／秒以上、１０℃／秒以下の比較的低い平均冷却速度で冷却し、図１の［４］に示すように、急冷開始温度から、５００℃以下である滞留開始温度まで平均冷却速度２０℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却することを挙げることができる。
　３００～５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させる。すなわち、３００～５００℃の温度範囲内において、冷却速度が１０℃／秒以下の状態に１０秒以上置かれる。冷却速度が１０℃／秒以下の状態は、図１の［５］のように、実質的に一定の温度で保持する（すなわち、冷却速度が０℃／秒）場合も含む。
　この滞留により、部分的にベイナイトを形成させる。そして、ベイナイトはオーステナイトより炭素の固溶限が低いことから、固溶限を超えた炭素をはき出す。この結果、ベイナイト周囲に炭素が濃化したオーステナイトの領域が形成される。
　この領域が後述する冷却、再加熱を経て、やや粗大な残留オーステナイトとなる。このやや粗大な残留オーステナイトを形成することで、上述のように深絞り性を高くすることができる。
　滞留させる温度が５００℃より高いと、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるために、穴広げ率が低下する。一方、滞留させる温度が３００℃より低いと、炭素濃化領域が小さく、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。
　また、滞留時間が１０秒より短いと、炭素濃化領域の面積が小さくなり、粗大な残留オーステナイトの量が不足し、深絞り性が低下する。一方、滞留時間が３００秒以上になると、炭素濃化領域が大きくなりすぎて、残留オーステナイトだけでなく、ＭＡも粗大になるため、穴広げ率が低下する。
　また、滞留中の冷却速度が１０℃／秒より大きいと十分なベイナイト変態が起こらず、従って、十分な炭素濃化領域が形成されず、粗大な残留オーステナイトの量が不足する。
　従って、３００～５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させる。好ましくは３２０～４８０℃の温度範囲内で８℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で３～８０秒保持することが好ましい。
　更に好ましくは３４０～４６０℃の温度範囲内で３℃/秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させ、その間、一定温度で５～６０秒保持する。
（３）１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
　上述の滞留後、図１の［６］に示すように３００℃以上の第２冷却開始温度から１００℃～３００℃の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却する。好ましい実施形態の１つでは、図１の［６］に示すように、上述の滞留の終了温度（例えば、図１の［５］に示す保持温度）を第２冷却開始温度とする。
　この冷却により、上述の炭素濃化領域をオーステナイトとして残したまま、マルテンサイト変態を起こさせる。冷却停止温度を１００℃以上、３００℃未満の温度範囲内で制御することで、マルテンサイトに変態せずに残存するオーステナイトの量を調整して、最終的な残留オーステナイト量を制御する。
　冷却速度が、１０℃／秒より遅いと、冷却中に炭素濃化領域が必要以上に広がり、ＭＡが粗大になるために、穴広げ率が低下する。冷却停止温度が１００℃より低いと、残留オーステナイト量が不足する。この結果、ＴＳは高くなるものの、ＥＬが低下し、ＴＳ×ＥＬバランスが不足する。
　冷却停止温度が３００℃以上だと、粗大な未変態オーステナイトが増え、その後の冷却でも残存することで、最終的にＭＡサイズが粗大になり、穴広げ率λが低下する。
　なお、好ましい冷却速度は１５℃／℃以上であり、好ましい冷却停止温度は１２０℃以上、２８０℃以下である。更に好ましい冷却速度は２０℃／ｓ以上であり、更に好ましい冷却停止温度は１４０℃以上、２６０℃以下である。
　図１の［７］に示すように、冷却停止温度で保持してもよい。保持する場合の好ましい保持時間として、１～６００秒を挙げることができる。保持時間が長くなっても特性上の影響はほとんどないが、６００秒を超える保持時間は生産性を低下させる。
（４）３００～５００℃の温度範囲まで再加熱
　図１の［８］に示すように、上述の冷却停止温度から３００～５００℃範囲にある再加熱温度まで加熱する。加熱速度は特に制限されない。再加熱温度に到達した後は、図１の［９］に示すようにその温度で保持することが好ましい。好ましい保持時間として５０～１２００秒を挙げることができる。
　この再加熱により、マルテンサイト中の炭素をはき出させて、周囲のオーステナイトへの炭素濃化を促進させ、オーステナイトを安定化させることができる。これにより、最終的に得られる残留オーステナイト量を増大させることができる。
　再加熱温度が３００℃より低いと、炭素の拡散が不足して十分な残留オーステナイト量が得られずＴＳ×ＥＬが低下する。また、保持を行わないまたは保持時間が５０秒より短いと、同様に炭素の拡散が不足する虞がある。このため、再加熱温度で５０秒以上の保持を行うのが好ましい。
　再加熱温度が５００℃より高いと炭素がセメンタイトとして析出し、十分な量の残留オーステナイトが得られなくなるため、ＴＳ×ＥＬが低下する。また保持時間が１２００秒より長いと、同業に、炭素がセメンタイトとして析出する虞がある。このため、保持時間は１２００秒以下であることが好ましい。
　好ましい再加熱温度は、３２０～４８０℃であり、この場合、保持時間の上限は９００秒以下であることが好ましい。更に好ましい再加熱温度は、３４０～４６０℃であり、この場合、保持時間の上限は６００秒以下であることが好ましい。
　再加熱の後、図１の［１０］に示すように、例えば室温のような２００℃以下の温度まで冷却してよい。２００℃以下までの好ましい平均冷却速度として１０℃／秒を挙げることができる。
　以上の熱処理により本発明の実施形態に係る高強度鋼板を得ることができる。
　以上に説明した本発明の実施形態に係る高強度鋼板の製造方法に接した当業者であれば、試行錯誤により、上述した製造方法と異なる製造方法により本発明の実施形態に係る高強度鋼板を得ることができる可能性がある。
１．サンプル作製
　表１に記載した化学組成を有する鋳造材を真空溶製で製造した後、この鋳造材を熱間鍛造で板厚３０ｍｍの鋼板にした後、熱間圧延を施した。なお、表１には組成から計算したＡｃ３点も記載した
　熱間圧延の条件は本特許の最終組織・特性に本質的な影響を施さないが、１２００℃に加熱した後、多段圧延で板厚２．５ｍｍとした。この時、熱間圧延の終了温度は８８０℃とした。その後、６００℃まで３０℃／秒で冷却し、冷却を停止し、６００℃に加熱した炉に挿入後、３０分保持し、その後、炉冷し、熱延鋼板とした。
　この熱延鋼板に酸洗を施して表面のスケールを除去した後、１．４ｍｍまで冷間圧延を施した。この冷間圧延板に熱処理を行い、サンプルを得た。熱処理条件を表２に示した。なお、表２中の例えば、[２]のように[　]を内に示した番号は、図１中に[　]内に示した同じ番号のプロセスに対応する。表２において、サンプルＮｏ．１、４および７は、図１の［５］に相当する工程において、３００～５００℃の温度範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上滞留させなかったサンプルである。特に、サンプルＮｏ．１および２６は、７００℃で急冷を開始後、２００℃まで一気に冷却したサンプル（図１で［５］、［６］に相当する工程をスキップしたサンプル）であり、サンプルＮｏ．７は、１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却していないサンプル（図１で［６］～［８］に相当する工程をスキップしたサンプル）である。
　なお，表１～表４において、下線を伏した数値は、本発明の実施形態の範囲から外れていることを示している。ただし、「－」については、本発明の実施形態の範囲から外れていても下線を付していないことに留意されたい。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
２．鋼組織
　それぞれのサンプルについて上述した方法により、フェライト分率、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率（表３には「焼戻しＭ／Ｂ」記載）、残留オーステナイト量（残留γ量）、ＭＡの平均サイズ、残留オーステナイトの平均サイズ（残留γ平均サイズ）、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトの全オーステナイトに占める比率（表３には、「１．５μｍ以上の残留γ比率」と記載）を求めた。残留オーステナイト量の測定には、株式会社リガク製２次元微小部Ｘ線回折装置（ＲＩＮＴ－ＲＡＰＩＤII）を用いた。得られた結果を表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
３．機械的特性
　得られたサンプルについて、引張試験機を用いて、ＹＳ、ＴＳ、ＥＬを測定し、ＹＲおよびＴＳ×ＥＬを算出した。また、上述の方法により穴拡げ率λと、ＬＤＲと、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）を求めた。得られた結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
４．まとめ
　本発明の実施形態における条件を満たす実施例サンプルである、サンプルＮｏ９、１１～１３、１７～２１および３６～４６は、いずれも９８０ＭＰａ以上の引張強度、０．７５以上の降伏比、２００００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬ、２．０５以上のＬＤＲ、２０％以上の穴広げ率および６ｋＮ以上のＳＷ十字引張を達成している。
　これに対して、サンプルＮｏ．１は、オーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲内で滞留させなかったことから、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２は、オーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲内での滞留時間が長いため、また、サンプルＮｏ．３は、第２冷却開始温度（表２に示す「［５］保持温度」）から冷却停止温度までの平均冷却速度が遅いため、それぞれ、ＭＡ平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
　サンプルＮｏ．４は、オーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲での保持時間が短いため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、十分な深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．５は、オーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲より高い温度で滞留させたため、ＭＡ平均サイズが過大となり、この結果、十分な穴広げ率が得られなかった。
　サンプルＮｏ．６は、オーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲より低い温度で滞留させたため、サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．７は、１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却していないため、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、ＭＡ平均サイズが過大で、かつ残留オーステナイトの平均サイズも過大となった。この結果、十分な穴広げ率および深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．８は、オーステナイト化のための加熱温度が低いため、フェライト量が過大となり、かつ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、この結果、十分な降伏比が得られなかった。
　サンプルＮｏ．１０は、冷却停止温度が１００℃～３００℃の温度範囲より低いため、残留オーステナイト量が少なく、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬの値および十分な深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．１４は、急冷開始温度から、滞留開始温度（表２の「［５］保持温度」）までの冷却速度が遅いため、フェライト量が過大となり、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、かつＭＡ平均サイズが過大となった。この結果、十分な引張強度、降伏比および穴広げ率が得られなかった。
　サンプルＮｏ．１５は、再加熱温度が３００℃～５００℃の温度範囲より高いため、残留オーステナイトが少なく、ＭＡ平均サイズが過大で、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分な引張強度、ＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．１６は、再加熱温度が３００℃～５００℃の温度範囲より低いため、フェライト量が過大で、残留オーステナイトが少なく、ＭＡ平均サイズが過大で、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなかった。この結果、十分な降伏比、ＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２２は、Ｃ量が少なく、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２３は、Ｍｎ量が多く、残留オーステナイト量が不足し、かつサイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイト量が十分でなく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬおよび深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２４は、Ｍｎ量が少なく、フェライト量が過大で、かつ焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、この結果、十分な降伏比およびＴＳ×ＥＬが得られなかった。
　サンプルＮｏ．２５は、Ｓｉ＋Ａｌ量が少なく、焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計量が不足し、かつ残留オーステナイトが少なく、この結果、十分なＴＳ×ＥＬ、穴広げ率および深絞り性が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２６はＣ量が過大で、かつオーステナイト化後、３００～５００℃の温度範囲より低い温度で滞留させたため、十分なＳＷ十字引張強度が得られなかった。
　サンプルＮｏ．２７は、Ｓｉ＋Ａｌ量が過多であり、十分なＴＳ×ＥＬが得られなかった。
　本出願は、出願日が２０１６年５月３０日である日本国特許出願、特願第２０１６－１０７５９３号および出願日が２０１７年３月３１日である日本国特許出願、特願第２０１７－０７２１３３号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－１０７５９３号および特願第２０１７－０７２１３３号は参照することにより本明細書に取り込まれる。

Claims (6)

  1. 　Ｃ　：０．１５質量％～０．３５質量％、
    　ＳｉとＡｌの合計：０．５質量％～３．０質量％、
    　Ｍｎ：１．０質量％～４．０質量％、
    　Ｐ　：０．０５質量％以下、
    　Ｓ　：０．０１質量％以下、
    を含み、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、
    　鋼組織が、
    　　フェライト分率が５％以下であり、
    　　焼戻しマルテンサイトと焼戻しベイナイトの合計分率が６０％以上であり、
    　　残留オーステナイト量が１０％以上であり、
    　　ＭＡの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
    　　残留オーステナイトの平均サイズが１．０μｍ以下であり、
    　　サイズ１．５μｍ以上の残留オーステナイトが全残留オーステナイト量の２％以上である高強度鋼板。
  2. 　Ｃ量が０．３０質量％以下である請求項１に記載の高強度鋼板。
  3. 　Ａｌ量が０．１０質量％未満である請求項１に記載の高強度鋼板。
  4. 　さらに、
    　Ｃｕ　：０．５０質量％以下、
    　Ｎｉ　：０．５０質量％以下、
    　Ｃｒ　：０．５０質量％以下、
    　Ｍｏ　：０．５０質量％以下、
    　Ｂ　　：０．０１質量％以下、
    　Ｖ　　：０．０５質量％以下、
    　Ｎｂ　：０．０５質量％以下、
    　Ｔｉ　：０．０５質量％以下、
    　Ｃａ　：０．０５質量％以下、
    　ＲＥＭ：０．０１質量％以下、
    の１種または２種以上を含む請求項１に記載の高強度鋼板。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の成分組成を有する圧延材を用意することと、
    　前記圧延材をＡｃ３点以上の温度に加熱しオーステナイト化することと、
    　前記オーステナイト化後、６５０℃～５００℃の間を平均冷却速度１５℃／秒以上、２００℃／秒未満で冷却し、３００～５００℃の範囲内で１０℃／秒以下の冷却速度で１０秒以上、３００秒未満滞留させることと、
    　前記滞留の後、３００℃以上の温度から１００℃～３００℃の間の冷却停止温度まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却することと、
    　前記冷却停止温度から３００℃～５００℃の範囲にある再加熱温度まで加熱することと、
    を含む、高強度鋼板の製造方法。
  6. 　前記の滞留が３００～５００℃の範囲内の一定温度で保持することを含む請求項５に記載の製造方法。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
WO2020080401A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2020080402A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JP2021046571A (ja) * 2019-09-17 2021-03-25 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN115151673A (zh) * 2020-02-28 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
WO2023032651A1 (ja) * 2021-08-31 2023-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023032652A1 (ja) * 2021-08-31 2023-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014034716A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法
JP2014508854A (ja) * 2010-12-27 2014-04-10 ポスコ 延性に優れた成形部材用鋼板、成形部材及びその製造方法
JP2015516511A (ja) * 2012-03-30 2015-06-11 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテルハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
JP2015218365A (ja) * 2014-05-19 2015-12-07 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2014508854A (ja) * 2010-12-27 2014-04-10 ポスコ 延性に優れた成形部材用鋼板、成形部材及びその製造方法
JP2015516511A (ja) * 2012-03-30 2015-06-11 フォエスタルピネ スタール ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテルハフツングＶｏｅｓｔａｌｐｉｎｅｓｔａｈｌ Ｇｍｂｈ 高強度冷間圧延鋼板およびそのような鋼板を作製する方法
JP2014034716A (ja) * 2012-08-09 2014-02-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal 鋼板およびその製造方法
JP2015218365A (ja) * 2014-05-19 2015-12-07 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6690793B1 (ja) * 2018-06-29 2020-04-28 日本製鉄株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
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
US20220010397A1 (en) * 2018-10-17 2022-01-13 Jfe Steel Corporation Steel sheet and method for producing the same
WO2020080401A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
WO2020080402A1 (ja) * 2018-10-17 2020-04-23 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JPWO2020080402A1 (ja) * 2018-10-17 2021-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
JPWO2020080401A1 (ja) * 2018-10-17 2021-02-15 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板およびその製造方法
EP4012056A4 (en) * 2019-09-17 2022-07-13 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) HIGH STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCTION
WO2021054290A1 (ja) * 2019-09-17 2021-03-25 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN114375343A (zh) * 2019-09-17 2022-04-19 株式会社神户制钢所 高强度钢板及其制造方法
JP2021046571A (ja) * 2019-09-17 2021-03-25 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP7191796B2 (ja) 2019-09-17 2022-12-19 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN114375343B (zh) * 2019-09-17 2023-02-28 株式会社神户制钢所 高强度钢板及其制造方法
US11913088B2 (en) 2019-09-17 2024-02-27 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet and method for producing same
CN115151673A (zh) * 2020-02-28 2022-10-04 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
CN115151673B (zh) * 2020-02-28 2024-04-19 杰富意钢铁株式会社 钢板、构件和它们的制造方法
WO2023032651A1 (ja) * 2021-08-31 2023-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2023032652A1 (ja) * 2021-08-31 2023-03-09 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7294544B1 (ja) 2021-08-31 2023-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
JP7294545B1 (ja) 2021-08-31 2023-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

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