WO2017208762A1 - 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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WO2017208762A1
WO2017208762A1 PCT/JP2017/017748 JP2017017748W WO2017208762A1 WO 2017208762 A1 WO2017208762 A1 WO 2017208762A1 JP 2017017748 W JP2017017748 W JP 2017017748W WO 2017208762 A1 WO2017208762 A1 WO 2017208762A1
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less
mass
steel sheet
temperature
strength
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PCT/JP2017/017748
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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 by heating a slab to 1210 ° C. or higher and controlling hot rolling conditions, fine TiN particles having a size of 0.5 ⁇ m or less are generated, and a particle size of 1 ⁇ m or more serving as a starting point for low-temperature fracture.
  • a high-strength steel sheet that has improved impact resistance properties by suppressing the formation of AlN particles is disclosed.
  • the C content is more than 0.45%, 0.77% or less
  • the Mn content is 0.1% or more, 0.5% or less
  • the Si content is 0.5% or less
  • the addition amount of Cr, Al, N, O is specified.
  • a high-strength steel sheet is disclosed in which the impact resistance is improved by forming a network structure in which 50% or more of the ferrite grain size is in contact with the hard phase.
  • high strength is achieved by adding 3.5 to 10% of Mn so that the amount of retained austenite is 10% or more and the average interval of retained austenite is 1.5 ⁇ m or less to improve the impact resistance.
  • a steel sheet is disclosed.
  • a steel sheet having higher tensile strength and excellent impact characteristics is required.
  • various applications including automotive parts are required to have not only high tensile strength and impact properties, but also excellent strength-ductility balance, high yield ratio, and excellent hole expansion ratio. .
  • the tensile strength is required to be 980 MPa or more.
  • YS high yield strength
  • TS high tensile strength
  • 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 hole expansion ratio ⁇ indicating the hole expandability is 20% or more.
  • Patent Documents 1 to 3 are difficult to satisfy all of these requirements, and a high-strength steel sheet that can satisfy all of these requirements has been demanded.
  • the embodiment of the present invention has been made to meet such a demand, and is the product of tensile strength (TS), yield ratio (YR), (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL).
  • An object of the present invention is to provide a high-strength steel sheet in which the hole expansion ratio ( ⁇ ), the thickness reduction ratio (RA) of the fractured part at the time of the tensile test, and the cross tensile strength of the spot welded part are at high levels and a method for producing the same And
  • 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 mass% to 3.0 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
  • Tempered martensite fraction is 60% or more
  • the amount of retained austenite is 10% or more
  • the average size of MA is 1.0 ⁇ m or less, This is a high-strength steel sheet having a scattering intensity of 1.0 cm ⁇ 1 or less when the q value in X-ray small angle scattering is 1 nm ⁇ 1 .
  • Aspect 2 of the present invention is the high-strength steel sheet according to Aspect 1, wherein the C content is 0.30% by 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
  • Aspect 5 of the present invention is to prepare a rolled material having the component composition described in any one of the above aspects 1 to 4, and to heat the rolled material to a temperature of Ac 3 point or higher to austenite.
  • cooling at a mean cooling rate of 10 ° C./second or more from a temperature of 650 ° C. or more to a cooling stop temperature of 100 ° C.
  • Aspect 6 of the present invention is the manufacturing method according to Aspect 5, wherein the tempering parameter P is 11000 to 14000, and the holding time t is more than 5 seconds and not more than 150 seconds.
  • the tensile strength (TS), the yield ratio (YR), the product of (TS) and the total elongation (EL) (TS ⁇ EL), the hole expansion ratio ( ⁇ ), and the impact resistance characteristics are Both can provide a high-strength steel sheet and a method for producing the same at a high level.
  • 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.
  • a steel structure (metal structure) in steel having a predetermined component has a ferrite fraction: 5% or less, a tempered martensite fraction: 60% or more, and a residual ⁇ amount: 10%.
  • the average size of MA is 1.0 ⁇ m or less
  • the scattering intensity when the q value in the X-ray small angle scattering is 1 nm ⁇ 1 is 1.0 cm ⁇ 1 or less
  • hole expansion rate ( ⁇ ) is 1.0 cm ⁇ 1 or less
  • I have found that I can do it.
  • 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 1% or less.
  • 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
  • Fraction of tempered martensite 60% or more By setting the fraction of tempered martensite to 60% or more (60% by volume or more), both high strength, high elongation, and hole expandability can be achieved.
  • the fraction of tempered martensite is preferably 70% or more.
  • the tempered martensite fraction is obtained by observing the cross-section subjected to nital corrosion with an SEM, measuring the fraction of MA (ie, the sum of residual austenite and as-quenched martensite), and measuring the above-mentioned ferrite content from the entire steel structure. It can be obtained by subtracting the rate and the MA fraction.
  • 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 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.
  • X-ray small angle scattering refers to the scattering of X-rays transmitted through a steel sheet by irradiating the steel sheet with X-rays.
  • the size distribution of fine particles for example, cementite particles dispersed in the steel plate
  • the size distribution of cementite particles which are fine particles dispersed in tempered martensite, can be determined by X-ray small angle scattering.
  • the size and fraction of cementite particles can be analyzed using the q value and the scattering intensity.
  • the q value is an index of the size of particles (for example, cementite particles) in the steel sheet. “The q value is 1 nm ⁇ 1 ” corresponds to a cementite particle having a particle diameter of about 1 nm.
  • Scattering intensity is an index of the volume fraction of particles (for example, cementite particles) in a steel plate. The stronger the scattering intensity, the greater the volume fraction of cementite.
  • the scattering intensity at a certain q value semi-quantitatively indicates the volume fraction of cementite particles having a size corresponding to the q value.
  • the scattering intensity at a q value of 1 nm ⁇ 1 is shown semi-quantitatively by the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm. That is, a large scattering intensity at a q value of 1 nm ⁇ 1 indicates that the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm is large.
  • the volume fraction of fine cementite particles of about 1 nm existing in the steel sheet has a predetermined value (scattering intensity of 1.0 cm Is a value equal to or less than ⁇ 1 ).
  • the steel sheet having a “q value of 1 nm ⁇ 1 or less and a scattering intensity of 1.0 cm ⁇ 1 or less” has a low volume fraction of about 1 nm of cementite and thus has excellent collision resistance. It is thought that.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is tempered martensite by keeping the volume fraction of fine cementite low, more specifically, by reducing the scattering intensity when the q value is 1 nm ⁇ 1 to 1 cm ⁇ 1 or less. By reducing the fine carbides formed in the lath, the deformability in martensite is enhanced. Thereby, it is suppressed that a steel plate destroys at the time of a collision, and the impact resistance characteristic of a steel plate is improved.
  • X-ray small angle scattering was measured using a Nano-viewer and Mo tube manufactured by RIGAKU.
  • a disk-like sample having a diameter of 3 mm was cut out from a steel plate, and a sample having a thickness of 20 ⁇ m was cut out from around 1 ⁇ 4 of the plate thickness.
  • Data with a q value of 0.1-10 nm ⁇ 1 were collected. Among them, the absolute intensity was obtained for a q value of 1 nm ⁇ 1 .
  • steel structures other than the above-described ferrite, tempered martensite and retained austenite are not particularly defined. However, in addition to a steel structure such as ferrite, pearlite, bainite, and tempered martensite 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 0.15 to 0.35%
  • C is an indispensable element for ensuring high strength-ductility balance (TS x EL balance) by increasing the amount of desired structure, especially residual ⁇ . Therefore, it is necessary to add 0.15% or more.
  • more than 0.35% is not suitable for welding.
  • it is 0.18% or more, More preferably, it is 0.20% or more. Further, it is preferably 0.30% or less.
  • the C content is 0.25% or less, welding can be performed more easily.
  • 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%
  • Mn 1.0 to 4.0%
  • Mn 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 MA becomes coarse and the hole expansibility deteriorates. Preferably 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 sheet according to the embodiment of the present invention has high levels of TS, YR, TS ⁇ EL, ⁇ , and collision resistance characteristics. 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. Preferably, TS is 1180 MPa or more. If TS is less than 980 MPa, excellent fracture characteristics can be obtained more reliably, but this is not preferable because the load resistance at the time of collision becomes low.
  • Yield ratio (YR) It has a yield ratio of 0.70 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 0.75 or more.
  • TS ⁇ EL Product of TS and total elongation (EL) (TS x EL) TS ⁇ EL is 20000 MPa% or more.
  • TS ⁇ EL a high level of strength-ductility balance having both high strength and high ductility can be obtained.
  • TS ⁇ EL is 23000 MPa% or more.
  • 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 is preferably 8 kN or more, more preferably 10 kN or more.
  • the cross tensile strength is 6 kN or more, when automobile parts and the like are manufactured from a steel plate, a part having high joint strength during welding can be obtained.
  • 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 rolled material is austenitized by heating to a temperature of Ac 3 point or higher and heating for a predetermined heating time.
  • the heating time at this heating temperature is, for example, 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, a preferable average heating rate is 1 ° C./second or more, more preferably 20 ° C./second.
  • the cooling is performed at an average cooling rate of 10 ° C./second or more at least between 650 ° C. and 300 ° C.
  • cooling As a preferable example of such cooling, as shown in [3] of FIG. 1, a relatively low average cooling of 0.1 ° C./second or more and less than 10 ° C./second is performed until the quenching start temperature of 650 ° C. or more. Cooling at a rate (slow cooling), as shown in [4] of FIG. 1, cooling (rapid cooling) at an average cooling rate of 10 ° C./second or more from a rapid cooling start temperature to a cooling stop temperature of 300 ° C. or less. Can be mentioned. In addition, formation of a ferrite can be suppressed during cooling (slow cooling) by making rapid-quenching start temperature into 650 degreeC or more.
  • a preferable cooling rate is 15 degreeC / degrees C or more, More preferably, it is 20 degreeC / s or more.
  • a preferable cooling stop temperature is 120 ° C. or higher and 280 ° C. or lower, and more preferably 140 ° C. or higher and 260 ° C. or lower.
  • a preferable holding time for holding is 1 to 150 seconds.
  • the holding time is preferably 10 seconds or longer, more preferably 15 seconds or longer. Further, even if the holding time is longer than 150 seconds, the properties of the obtained steel sheet are not improved so much, but the productivity of the steel sheet is lowered. More preferably, it is 120 seconds or less.
  • the tempering parameter P represented by the following formula (1) is 10000 or more and 14500 or less and the holding time t is more than 5 seconds and 150 seconds or less.
  • the tempering parameter P of the steel plate of this embodiment is represented by the following formula (1).
  • P T (K) ⁇ (20 + log (t / 3600) (1)
  • T is a tempering temperature (K)
  • t is a holding time (seconds).
  • Cementite particles present in martensite are likely to be the starting point of collision fracture, which causes a decrease in collision resistance. Therefore, at the time of reheating, it is desirable to perform a reheating treatment that promotes carbon diffusion from martensite to austenite while suppressing the precipitation of carbide (cementite) in the martensite lath. Therefore, it is effective to perform rapid heating and heat treatment at a high temperature in a short time.
  • the tempering parameter P is necessary to control the tempering parameter P as a factor of the combination of temperature and time within a certain range. If the tempering parameter P is less than 10,000, carbon diffusion from martensite to austenite does not occur sufficiently, the austenite becomes unstable, and the amount of retained austenite cannot be ensured, resulting in insufficient TS ⁇ EL balance. On the other hand, if the tempering parameter P is larger than 14500, the formation of carbides cannot be prevented even in a short time treatment, the amount of retained austenite cannot be secured, and the TS ⁇ EL balance deteriorates.
  • the amount of carbide in the martensite lath can be determined from the scattering intensity of X-ray small angle scattering.
  • 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.
  • the reheating temperature is higher than 500 ° C., the retained austenite is decomposed into cementite and ferrite and the retained austenite is insufficient, and the characteristics cannot be ensured.
  • the holding is not performed or the holding time is 5 seconds or less, there is a possibility that the carbon diffusion is similarly insufficient. For this reason, it is preferable to hold for more than 5 seconds at the reheating temperature. If the holding time is longer than 150 seconds, similarly, carbon may be precipitated as cementite. For this reason, the holding time is preferably 150 seconds or less.
  • a preferable reheating temperature is 320 to 480 ° C., and a more preferable reheating temperature is 340 to 460 ° C.
  • the tempering parameter P is 10500 to 14500, and a preferable holding time at this time is 1 to 150 seconds.
  • a more preferable tempering parameter P is 11000 to 14000, and a preferable lower limit of the holding time at this time is 7 seconds or more, and more preferably 10 seconds or more.
  • the upper limit of the preferable holding time is 100 seconds or less, more preferably 60 seconds or less.
  • the high-strength steel plate according to the embodiment of the present invention can be obtained.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled to remove the surface scale, and then cold-rolled to 1.4 mm.
  • the cold-rolled plate was heat-treated to obtain a sample.
  • the heat treatment conditions are shown in Table 2.
  • Table 2 for example, a number indicated in [] as in [2] corresponds to a process having the same number indicated in [] in FIG.
  • Sample No. 9 is a sample (steps corresponding to [5] and [6] in FIG. 1) that is held at that temperature after cooling to the reheating temperature instead of cooling to a cooling stop temperature between 100 ° C. and less than 300 ° C. Sample skipped). Reheating corresponding to [6] was performed by an electric heating method.
  • Tables 1 to 4 numerical values marked with an asterisk (*) indicate that they are out of the scope of the embodiment of the present invention.
  • Sample Nos. 4 to 6, 8, 12 to 15, 17, 21 to 23, and 30 to 38 are examples that satisfy all the requirements (composition, manufacturing conditions, and steel structure) defined in the embodiment of the present invention. . All of these samples have a tensile strength (TS) of 980 MPa or more, a yield ratio (YR) of 0.70 or more, TS ⁇ EL of 20000 MPa% or more, a hole expansion ratio ( ⁇ ) of 20% or more, and a SW of 6 kN or more.
  • Cross tension and R5 tensile thickness reduction ratio (RA) of 50% or more are achieved.
  • Sample No. 1 had [6] reheating rate as slow as 10 ° C./second and [7] retention time as long as 300 seconds, so that carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.
  • Sample No. 3 had a long [7] retention time of 300 seconds, so carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.
  • Sample No. 11 had [6] reheating rate as slow as 10 ° C./sec, so that carbide (cementite) precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased. [1] Since the heating temperature was low, austenitization was insufficient, and the ferrite content in the obtained steel sheet was excessive at 25.1%. As a result, YR decreased.
  • Sample No. 16 [4] Since the rapid cooling start temperature was low, ferrite was formed during the slow cooling, and the amount of ferrite in the obtained steel sheet was excessive at 21.0%. As a result, YR decreased. Sample No. 16 had [6] reheating rate as slow as 10 ° C./second and [7] retention time as long as 300 seconds, so that carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.
  • Sample No. 18 had [6] reheating rate as slow as 10 ° C./second and [7] retention time as long as 300 seconds, so that carbide (cementite) was precipitated. Further, since the scattering intensity of X-ray small angle scattering is large, it can be said that the volume fraction of about 1 nm cementite is large. As a result, the impact resistance characteristics (thickness reduction rate) decreased.
  • Sample No. 24 had a low C content of 0.10% by mass, so the amount of residual ⁇ was insufficient and TS ⁇ EL decreased.
  • sample No. 25 Since sample No. 25 has a large amount of Mn of 5.20% by mass, a sufficient amount of martensite is not formed in the middle of stopping at 200 ° C. Therefore, the fraction of tempered martensite was as low as 51.0%, the ductility deteriorated, and TS ⁇ EL decreased. Further, since the amount of Mn is large, MA is coarsened and ⁇ is lowered.
  • Sample No. 26 had a small amount of Mn of 0.63% by mass, so ferrite was formed and the amount of tempered martensite was insufficient. As a result, TS ⁇ EL was lowered and YR was also lowered.
  • Sample No. 27 has a small Si + Al amount of 0.24% by mass, so that cementite precipitates and austenite cannot remain. As a result, the amount of residual ⁇ was reduced, resulting in a decrease in TS ⁇ EL.
  • Sample No. 29 had a large amount of Si + Al as 3.24% by mass, so the MA became coarse, ⁇ was small, and TS ⁇ EL was low.
  • the steel sheet satisfying the composition and steel structure defined in the embodiment of the present invention has a tensile strength (TS), a yield ratio (YR), a product of (TS) and total elongation (EL) (TS ⁇ EL). ),
  • TS tensile strength
  • YR yield ratio
  • EL total elongation
  • RA thickness reduction ratio

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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、Ｘ線小角散乱でのｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度が１．０ｃｍ－１以下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、軽量化と衝突安全性とを共に実現するために、強度の向上と耐衝撃特性の向上とを両立することが求められている。
　例えば特許文献１は、スラブを１２１０℃以上に加熱し、熱間圧延条件を制御することで、０．５μｍ以下の微細なＴｉＮ粒子を生成させて、低温破壊の起点となる粒径１μｍ以上のＡｌＮ粒子の生成を抑制することにより、耐衝撃特性の向上を図った高強度鋼板が開示されている。
　特許文献２には、C量を0.45%超、0.77%以下、Mn量を0.1%以上、0.5%以下、Si量を0.5%以下および、Cr, Al, N, O添加量を規定しつつ、フェライト粒径の50%以上を硬質相と接する網目状組織とすることで耐衝突特性の向上を図った高強度鋼板が開示されている。
　特許文献３には、3.5～10%のMnを添加することで残留オーステナイトの量を10%以上、残留オーステナイトの平均間隔を1.5μm以下とすることで、耐衝突特性の改善を図った高強度鋼板が開示されている。
特許第５２４０４２１号明細書 特開２０１５－１０５３８４号公報 特開２０１２－２５１２３９号公報
　自動車用部品に使用される鋼板のさらなる軽量化を実現するために、より薄くしつつ、十分な強度と耐衝撃特性を備えている必要がある。つまり、より高い引張強度と優れた衝撃特性を有する鋼板が求められている。
また、自動車用部品をはじめとする各種用途において、高い引張強度と衝撃特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。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、また衝突した際に強度特性を安定して発現させるために変形時に破断を抑制する特性も必要である。このため、具体的には０．７０以上の降伏比（ＹＲ＝ＹＳ／ＴＳ）と共に、破壊特性を代替する評価指標として引張試験時の破断部の板厚減少率向上が求められている。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。
　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、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。
　しかし、特許文献１～３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）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および引張試験時の破断部の板厚減少率（ＲＡ）、スポット溶接部の十字引張強度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％～３．０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、
　　Ｘ線小角散乱でのｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度が１．０ｃｍ－１以下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１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℃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３０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱することと、
　前記再加熱温度において、式（１）で規定される焼戻しパラメータPが１００００～１４５００かつ保持時間５秒超、１５０秒以下を満たすように保持することと、
　前記保持の後、前記再加熱温度から２００℃まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却すること、
を含む、高強度鋼板の製造方法である。
　　P=T×(20+log(t/3600))・・・（１）
　ここで、T: 温度(K)、t: 時間(秒)である。
　本発明の態様６は、前記焼戻しパラメータPが１１０００～１４０００、保持時間tが５秒超、１５０秒以下である態様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）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および耐衝撃特性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分率：６０％以上、残留γ量：１０％以上、ＭＡの平均サイズ：１．０μｍ以下、Ｘ線小角散乱でのｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度が１．０ｃｍ－１以下とすることで、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および耐衝撃特性、スポット溶接部の十字引張強度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％以下であり、さらに好ましくは１％以下である。
　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の分率：６０％以上
　焼戻しマルテンサイトの分率を６０％以上（６０体積％以上）とすることで高強度と高い伸び、穴広げ性を両立できる。焼戻しマルテンサイトの分率は好ましくは７０％以上である。
　焼戻しマルテンサイト分率は、ナイタール腐食を行った断面をＳＥＭで観察し、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）Ｘ線小角散乱のｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度が１．０ｃｍ－１以下
　Ｘ線小角散乱とは、Ｘ線を鋼板に照射して、鋼板を透過したＸ線の散乱を測定することにより、鋼板中に含まれる微細粒子（例えば、鋼板中に分散したセメンタイト粒子）のサイズ分布を求めることができる。本発明の実施形態に係る鋼板では、Ｘ線小角散乱により、焼戻しマルテンサイト中に分散した微細粒子であるセメンタイト粒子のサイズ分布を求めることができる。具体的には、Ｘ線小角散乱では、ｑ値と散乱強度を用いてセメンタイトの粒子のサイズとその分率を解析することができる。
　ｑ値は鋼板中の粒子（例えばセメンタイト粒子）のサイズの指標である。「ｑ値が１ｎｍ－１」とは、粒子径が約１ｎｍのセメンタイト粒子に対応する。散乱強度は、鋼板中の粒子（例えばセメンタイト粒子）の体積分率の指標である。散乱強度が強いほどセメンタイトの体積分率が大きいことを示している。
　あるｑ値における散乱強度は、そのｑ値に対応するサイズのセメンタイト粒子の体積分率を半定量的に示す。例えば、ｑ値が１ｎｍ－１における散乱強度は、約１ｎｍの微細なセメンタイト粒子の体積分率半定量的に示す。
　すなわち、ｑ値が１ｎｍ－１における散乱強度が大きいことは、約１ｎｍの微細なセメンタイト粒子の体積分率が大きいことを示している。「ｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度１．０ｃｍ－１以下」の鋼板では、その鋼板中に存在する約１ｎｍの微細なセメンタイト粒子の体積分率が、所定の値（散乱強度１．０ｃｍ－１に相当する値）以下であることを意味している。以下に説明するように、「ｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度１．０ｃｍ－１以下」の鋼板は、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が低く抑えられているので、耐衝突特性に優れていると考えられる。
　残留γを含む高延性鋼においては、炭素が残留オーステナイトに集まっている状態で、理想的にはセメンタイトが存在しないことが好ましい。鋼材中に分散している粒径１ｎｍ程度の微細なセメンタイトは、転位の移動を妨げて鋼材の変形能を低下させ得る。そのため、粒径約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が多い鋼材では、変形時の破壊が促進されて、耐衝突特性が低下し得る。
　本発明の実施形態に係る鋼板は、微細なセメンタイトの体積分率を低く抑えること、より具体的には、ｑ値が１ｎｍ－１の散乱強度を１ｃｍ－１以下にすることにより、焼戻しマルテンサイトのラス内に形成される微細な炭化物を減少させて、マルテンサイト中の変形能を高めている。これにより、鋼板が衝突時に破壊するのを抑制して、鋼板の耐衝突特性を向上させる。
　Ｘ線小角散乱の測定は、RIGAKU社製 Nano-viewer、Mo管球を用いて測定した。試料は鋼板からΦ３ｍｍのディスク状サンプルを切り出し、板厚１／４付近から２０μｍ厚さのサンプルを削り出して用いた。ｑ値、０．１～１０ｎｍ－１のデータを採取した。そのうち、ｑ値が１ｎｍ－１について絶対強度を求めた。
（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、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：０．１５～０．３５％
　Ｃは所望の組織、特に残留γの量を増加させることで、高い強度－延性バランス（ＴＳ×ＥＬバランス）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０．１５％以上添加する必要がある。ただし、０．３５％超は溶接に適さない。好ましくは０．１８％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。また、好ましくは０．３０％以下である。Ｃ量が０．２５％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：０．５～３．０％
　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を残存させる働きを有する。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Ａｌの合計が３．０％を超えると残留オーステナイトとマルテンサイトの混合組織であるＭＡが粗大になるために穴広げ率が劣化する。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２．５％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ＭＡが粗大になり穴拡げ性が劣化する。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、λおよび耐衝突特性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。好ましくは、ＴＳは１１８０ＭＰａ以上である。ＴＳが９８０ＭＰａ未満だとより確実に優れた破断特性が得られるが、衝突時の耐荷重が低くなるために好ましくないためである。
（２）降伏比（ＹＲ）
　０．７０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、０．７５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）引張試験での板厚減少率（Ｒ５引張板厚減少率）
　５号試験片に半径５ｍｍの円弧形の切欠きを設けた試験片を用い、引張試験の変形速度を１０ｍｍ／ｍｉｎとして試験を行い、試料を破断させた。その後、破面観察を行い、破面の板厚方向の厚さｔ１を元の板厚ｔ０で割った値（ｔ１／ｔ０）を、板厚減少率とした。
　この試験での板厚減少率は、５０％以上、好ましくは５２％以上、より好ましくは５５％以上である。これにより、衝突時に大きく変形しても破断しにくくなるので、優れた耐衝撃特性を有する鋼板を得ることができる。
（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）スポット溶接の十字引張強度
　スポット溶接の十字引張強度はＪＩＳ　Ｚ　３１３７に則って評価した。スポット溶接の条件は１．４ｍｍの鋼板を２枚重ねたものを用いた。ドームラジアス型の電極で加圧力４ｋＮ、電流を６ｋＡから１２ｋＡまでの範囲で０．５ｋＡずつ増加してスポット溶接を行い、溶接時にちりが発生する電流値（最低電流値）を調べた。その最低電流値より０．５ｋＡ低い電流でスポット溶接した十字継ぎ手を、十字引張強度の測定用の試料とした。十字引張強度が６ｋＮ以上を「良好」とした。なお、十字引張強度は、好ましくは８ｋＮ以上、さらに好ましくは１０ｋＮ以上である。
　十字引張強度が６ｋＮ以上であると、鋼板から自動車用部品等を製造したとき、溶接時の接合強度の高い部品を得ることができる。
４．製造方法
　次に本発明の実施形態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を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て、所定の加熱時間で加熱することにより、圧延材をオーステナイト化する。この加熱温度での加熱時間は、例えば１～１８００秒である。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、より好ましくは２０℃／秒を挙げることができる。
（２）１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却
　上記のオーステナイト化後、図１の［４］に示すように１００℃以上、３００℃未満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。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。
　冷却は、少なくとも６５０℃～３００℃の間は、平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却する。平均冷却速度１０℃／秒以上とすることで、冷却中のフェライトの形成を抑制し、微細なマルテンサイト主体の組織とするためである。
　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℃／秒未満の比較的低い平均冷却速度で冷却（徐冷）し、図１の［４］に示すように、急冷開始温度から、３００℃以下である冷却停止温度まで平均冷却速度１０℃／秒以上で冷却（急冷）することを挙げることができる。なお、急冷開始温度を６５０℃以上とすることにより、冷却（徐冷）中にフェライトの形成を抑制することができる。
　冷却速度が、１０℃／秒より遅いと、フェライトが形成されて、ＹＲが低下する。また、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、より好ましくは２０℃／ｓ以上である。好ましい冷却停止温度は１２０℃以上、２８０℃以下であり、より好ましくは１４０℃以上、２６０℃以下である。
　図１の［５］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、１～１５０秒を挙げることができる。保持時間は１０秒以上が好ましく、より好ましくは１５秒以上である。また、保持時間が１５０秒より長くなっても、得られる鋼板の特性はそれほど向上しないのに、鋼板の生産性は低下するため、１５０秒以下にするのが好ましい。より好ましくは１２０秒以下である。
（３）３００～５００℃の温度範囲まで再加熱
　図１の［６］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、３０℃／秒以上の再加熱速度で加熱する。急速に加熱することにより炭化物の析出および成長が促進される温度域での滞在時間を短くすることができ、微細な炭化物の形成を抑制することができる。好ましい再加熱速度は、６０℃／ｓ以上、より好ましくは７０℃／ｓである。
　このような急速加熱は、例えば高周波加熱、通電加熱などの方法で達成することができる。
　再加熱温度に到達した後は、図１の［７］に示すようにその温度で保持する。そのとき、以下の式（１）で表される焼戻しパラメータPが１００００以上、１４５００以下となるように、かつ、保持時間tが５秒超、１５０秒以下とするのが好ましい。本実施形態の鋼板の焼戻しパラメータPは以下の式（１）で表される。
　　P=T(K)×（20+log(t/3600）・・・（１）
ここで、Tは焼戻し温度(K)、tは保持時間(秒)である。
　再加熱の時、マルテンサイト中に過飽和に固溶している炭素の再分配が起こる。具体的には、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散と、マルテンサイトのラス中での炭化物（セメンタイト）の析出の２つの現象が起こる。この二つの現象のうち、炭化物の析出は、低温で長時間の保持を行うと起こりやすい。また、高温で保持する場合であっても、加熱速度が遅い場合や、保持時間が長すぎると、炭化物が析出する。一方、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散は、拡散速度に強く依存するために、高温で短時間の処理で十分に行うことができる。
　マルテンサイト中に存在するセメンタイトの粒子は衝突破壊の起点になりやすく、耐衝突特性を低下させる原因になる。よって、再加熱の際には、マルテンサイトのラス内での炭化物（セメンタイト）の析出を抑制しつつ、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散を促進させるような再加熱処理を行うことが望ましい。そこで、急速加熱と、高温かつ短時間での熱処理を施すことが有効である。
　ただし、十分な炭素拡散を生じさせて所望の引張強度を得るためには、温度と時間の組合せの因子としての焼戻しパラメータPを一定の範囲内に制御することが必要となる。
　焼戻しパラメータPが１００００より小さいと、マルテンサイトからオーステナイトへの炭素拡散が十分に起こらず、オーステナイトが不安定になり、残留オーステナイト量が確保できないために、ＴＳ×ＥＬバランスが不足する。また、焼戻しパラメータPが１４５００より大きいと、短時間処理でも炭化物の形成を防止できず、残留オーステナイト量が確保できず、ＴＳ×ＥＬバランスが劣化する。なお、焼戻しパラメータが適正でも、加熱速度が低すぎる、時間が長すぎると、マルテンサイトラス内に炭化物が形成されて、衝突変形時の亀裂進展が起こりやすくなり、耐衝突特性が劣化する。マルテンサイトラス内の炭化物の量は、Ｘ線小角散乱の散乱強度から求めることができる。
　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。再加熱温度が５００℃より高いと、残留オーステナイトがセメンタイトとフェライトに分解して残留オーステナイトが不足し特性が確保できない。
　保持を行わないまたは保持時間が５秒以下であると、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５秒超の保持を行うのが好ましい。保持時間が１５０秒より長いと、同様に、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１５０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、更に好ましい再加熱温度は、３４０～４６０℃である。
　好ましくは、焼戻しパラメータPは、１０５００～１４５００であり、このときの好ましい保持時間は１～１５０秒である。さらに好ましい焼戻しパラメータPは１１０００～１４０００であり、このときの好ましい保持時間の下限は７秒以上、より好ましくは１０秒以上である。また好ましい保持時間の上限は１００秒以下、より好ましくは６０秒以下である。
　再加熱の後、図１の［８］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および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。サンプルＮｏ．９は、１００℃以上、３００℃未満の間の冷却停止温度まで冷却する代わりに、再加熱温度まで冷却した後にその温度で保持したサンプル（図１で［５］、［６］に相当する工程をスキップしたサンプル）である。
　［６］に相当する再加熱は通電加熱法により行った。
　なお，表１～表４において、アスタリスク（＊）を付した数値は、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。
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（表３には「焼戻しＭ」記載）、残留オーステナイト量（残留γ量）およびＭＡの平均サイズ、Ｘ線小角散乱のｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度を求めた。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、スポット溶接部の十字引張強度（ＳＷ十字引張）およびＲ５引張板厚減少率を求めた。得られた結果を表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　表４の結果を考察する。試料No.４～６、８、１２～１５、１７、２１～２３および３０～３８は、本発明の実施形態で規定する全ての要件（組成、製造条件および鋼組織）を満たす実施例である。これらの試料はいずれも、９８０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）、０．７０以上の降伏比（ＹＲ）、２００００ＭＰａ％以上のＴＳ×ＥＬ、２０％以上の穴広げ率（λ）、６ｋＮ以上のＳＷ十字引張および５０％以上のＲ５引張板厚減少率（ＲＡ）を達成している。
　試料No.1は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅く、さらに[7]保持時間が３００秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.2は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.3は、[7]保持時間が３００秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.7は、[5]冷却停止温度が３５０℃と高いため、マルテンサイトが十分に形成されない。そのため、焼戻しマルテンサイトの分率が０％と少なくなり、λが低くなった。そのため、高強度と高い伸び、穴広げ性を両立できなかった。また、[5]冷却停止温度が高いため、ＭＡが粗大化して、λが低下した。
　なお、試料No.7ではＹＲが低下していた。これは、ＭＡが増加、とくにその中のマルテンサイトが増加すると、その形成により周囲に転位が導入されたためであると考えられる。なお、ＭＡが多いと必ずＹＲが低下するわけではなく、ＭＡ中のマルテンサイトの比率が小さい場合にはＹＲは低下しない。
　試料No.9は、[5]冷却停止温度が４００℃と高いため、マルテンサイトが形成されない。さらに、その温度で３００秒（[7]保持時間）保持しているため炭化物の形成も少ない。４００℃に保持中にベイナイトが形成し、その周囲に粗大なＭＡが形成される。これらの結果、λが低下した。また、[5]冷却停止温度が高いためマルテンサイトが形成されず、焼戻しマルテンサイトの分率が０％となり、λが低くなった。そのため高強度と高い伸び、穴広げ性を両立できなかった。
　試料No.10は、[5]冷却停止温度が２０℃と低かったため残留γ量が少なくなり、結果としてＴＳ×ＥＬが低下した。また、試料No.10は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.11は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。また、[1]加熱温度が低かったため、オーステナイト化が不十分となり、得られた鋼板中のフェライト量が２５．１％と過剰になった。その結果、ＹＲが低下した。
　試料No.16は、[4]急冷開始温度が低かったため、徐冷中にフェライトが形成されてしまい、得られた鋼板中のフェライト量が２１．０％と過剰になった。その結果、ＹＲが低下した。また、試料No.16は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅く、さらに[7]保持時間が３００秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.18は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅く、さらに[7]保持時間が３００秒と長かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.19は、[7]再加熱温度が５５０℃高かったため、パラメータが１４６０４と高くなった。そのため、残留γ量が少なくなり、結果としてＴＳ×ＥＬが低下した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　試料No.20は、[7]再加熱温度が２５０℃と低かったため、炭素の拡散が不足し、残留γ量が低下した。そのため、ＴＳ×ＥＬが低下した。
　試料No.24は、Ｃ量が０．１０質量％と少ないため、残留γ量が不足し、ＴＳ×ＥＬが低下した。
　試料No.25はＭｎ量が５．２０質量％と多いため、２００℃での途中停止段階でのマルテンサイトが十分に形成されない。そのため、焼戻しマルテンサイトの分率が５１．０％と低く、延性が劣化し、ＴＳ×ＥＬが低下した。また、Ｍｎ量が多いため、ＭＡが粗大化して、λが低下した。
　試料No.26はＭｎ量が０．６３質量％と少ないため、フェライトが生成し、且つ焼戻しマルテンサイト量が不足した。その結果、ＴＳ×ＥＬが低くなり、またＹＲも低下した。
　試料No.27は、Ｓｉ＋Ａｌ量が０．２４質量％と少ないため、セメンタイトが析出し、オーステナイトが残存できなくなる。そのため、残留γ量が少なくなり、結果としてＴＳ×ＥＬが低下した。
　試料No.28は、[6]再加熱速度が１０℃／秒と遅かったため、炭化物(セメンタイト)が析出した。また、Ｘ線小角散乱の散乱強度が大きいことから、約１ｎｍのセメンタイトの体積分率が大きいといえる。その結果、耐衝突特性(板厚減少率)が低下した。
　さらに、試料No.28は、Ｃ量が０．４８質量％と多いため、溶接しにくく、スポット溶接の十字引張強度が低下した。
　試料No.29は、Ｓｉ＋Ａｌが３．２４質量％と多いため、ＭＡが粗大になり、λが小さくなり、ＴＳ×ＥＬが低くなった。
　試料No.49は、[7]再加熱の保持時間が短すぎるため、マルテンサイト中からオーステナイトへの炭素の拡散が不足するために、残留γが不足し、ＴＳ×ＥＬが低くなった。
４．まとめ
　このように、本発明の実施形態に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板は、引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＲ）、（ＴＳ）と全伸び（ＥＬ）との積（ＴＳ×ＥＬ）、穴広げ率（λ）および引張試験時の破断部の板厚減少率（ＲＡ）、スポット溶接部の十字引張強度が何れも高いレベルとなることが確認できた。
　また、本発明の実施形態の製造方法によれば、本発明の実施形態に規定する組成と鋼組織を満たす鋼板を製造することができることが確認できた。
　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２０１６－１０７６０２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２０１７－０７２１１７号を基礎出願とする優先権主張を伴う。特願第２０１６－１０７６０２号および特願第２０１７－０７２１１７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、
    　　Ｘ線小角散乱でのｑ値が１ｎｍ－１での散乱強度が１．０ｃｍ－１以下である高強度鋼板。
  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℃以上の温度から１００℃以上３００℃未満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３０℃／秒以上の平均加熱速度で加熱することと、
    　前記再加熱温度Tにおいて、式（１）で規定される焼戻しパラメータPが１００００～１４５００かつ保持時間tが５秒超、１５０秒以下を満たすように保持することと、
    　前記保持の後、前記再加熱温度から２００℃まで１０℃／秒以上の平均冷却速度で冷却すること、
    を含む、高強度鋼板の製造方法。
    　　P=T×(20+log(t/3600))・・・（１）
    　ここで、T: 再加熱温度(K)、t: 保持時間(秒)である。
  6. 　前記焼戻しパラメータPが１１０００～１４０００、前記保持時間tが５秒超、１５０秒以下である請求項５に記載の製造方法。
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Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111788323A (zh) * 2018-02-19 2020-10-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2021200169A1 (ja) * 2020-04-02 2021-10-07 日本製鉄株式会社 鋼板
JPWO2021200164A1 (ja) * 2020-04-03 2021-10-07
WO2022215389A1 (ja) * 2021-04-09 2022-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2023031645A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-09 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2023031647A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-09 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005336526A (ja) * 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2009209450A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011241474A (ja) * 2010-04-20 2011-12-01 Kobe Steel Ltd 延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014133944A (ja) * 2012-12-12 2014-07-24 Kobe Steel Ltd 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2005336526A (ja) * 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2009209450A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2011241474A (ja) * 2010-04-20 2011-12-01 Kobe Steel Ltd 延性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2014133944A (ja) * 2012-12-12 2014-07-24 Kobe Steel Ltd 加工性と低温靭性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Cited By (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN111788323B (zh) * 2018-02-19 2022-07-01 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11466350B2 (en) 2018-02-19 2022-10-11 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
CN111788323A (zh) * 2018-02-19 2020-10-16 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2021200169A1 (ja) * 2020-04-02 2021-10-07 日本製鉄株式会社 鋼板
CN115362280B (zh) * 2020-04-03 2023-10-17 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
JPWO2021200164A1 (ja) * 2020-04-03 2021-10-07
WO2021200164A1 (ja) * 2020-04-03 2021-10-07 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
JP7364963B2 (ja) 2020-04-03 2023-10-19 日本製鉄株式会社 鋼板およびその製造方法
CN115362280A (zh) * 2020-04-03 2022-11-18 日本制铁株式会社 钢板及其制造方法
WO2022215389A1 (ja) * 2021-04-09 2022-10-13 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP7276618B2 (ja) 2021-04-09 2023-05-18 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPWO2022215389A1 (ja) * 2021-04-09 2022-10-13
WO2023031647A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-09 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2023031645A1 (en) * 2021-08-31 2023-03-09 Arcelormittal Hot rolled and steel sheet and a method of manufacturing thereof

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