[go: up one dir, main page]

CN111886354B - 具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板 - Google Patents

具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板 Download PDF

Info

Publication number
CN111886354B
CN111886354B CN201880091638.7A CN201880091638A CN111886354B CN 111886354 B CN111886354 B CN 111886354B CN 201880091638 A CN201880091638 A CN 201880091638A CN 111886354 B CN111886354 B CN 111886354B
Authority
CN
China
Prior art keywords
less
steel sheet
ferrite
region
ferrite region
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201880091638.7A
Other languages
English (en)
Other versions
CN111886354A (zh
Inventor
薮翔平
林宏太郎
上西朗弘
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Publication of CN111886354A publication Critical patent/CN111886354A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN111886354B publication Critical patent/CN111886354B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • 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
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • 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
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • 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
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • 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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • 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
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • 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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • 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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C22C38/42—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with copper
    • 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
    • C22C38/44—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with molybdenum or tungsten
    • 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
    • C22C38/46—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with vanadium
    • 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
    • C22C38/48—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with niobium or tantalum
    • 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
    • C22C38/50—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with titanium or zirconium
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • 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
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426—Hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0463—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment following hot rolling
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • 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
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

一种钢板，其成分组成如下：以质量％计为C：0.05％以上且0.30％以下、Si：0.05％以上且6.00％以下、Mn：1.50％以上且10.00％以下、余量：Fe和不可避免的杂质，其特征在于，钢板组织以面积率计由铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下组成，所述硬质组织由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成，以相对于全部铁素体的面积的面积率计，相对于钢板的板厚t，从钢板的板厚中心即1/2t位置至距离表面深度3/8t的位置的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下。

Description

具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板
技术领域
本发明涉及例如以汽车的车体结构部件为代表的机械结构部件等中使用的钢板、具体而言具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板。
背景技术
对于供于以汽车为代表的输送用机械、各种产业机械的结构用构件等的原材料的钢板，要求强度、加工性、韧性等优异的机械特性。近年来，从汽车的轻量化的观点出发，高强度钢板的应用扩大，但汽车用部件大多通过加压成型而制造，因此，对于高强度钢板，在要求高的强度的同时还要求优异的成型性。
特别是对于作为汽车的骨架构件的部件(副车架)、加固物(加强构件)中应用的高强度钢板，不仅要求良好的延性还要求优异的扩孔性。
然而，通常，拉伸强度与拉伸凸缘性处于折衷关系，随着拉伸强度的上升而伸长率和扩孔性显著降低。因此，难以兼顾高的拉伸强度与优异的伸长率与扩孔性全部。因此，高强度钢板中，为了改善伸长率和扩孔性，采用了各种对策。
针对难以实现高的拉伸强度、优异的伸长率和扩孔性全部的问题，专利文献1中公开了制造加工性优异的340～440MPa级的复合组织型高张力冷轧钢板的方法，其将Mn与B的含有率最佳化至(Mn+1300×B)≥2，使钢组织形成具有体积率95.0～99.5％的铁素体相和体积率0.5～5.0％的低温生成相的复相，从而制造加工性优异的340～440MPa级的复合组织型高张力冷轧钢板。
专利文献2中公开了拉伸强度TS为590MPa以上的延性和扩孔性优异的钢板，其如下制造：积极地添加Si，使铁素体显著固溶强化，含有体积率为94％以上的铁素体，降低第二相的马氏体体积率，减小存在于铁素体的晶界的碳化物尺寸和长宽比，从而制造。
然而，近年来，要求具有进一步高强度的钢板、且以拉伸强度TS计为780MPa以上的强度的高强度钢板。
以专利文献1、专利文献2为代表的现有技术中，从确保成型性的观点出发，在钢板组织中，必须含有94％以上的铁素体相，因此，产生难以确保上述高强度而无法满足上述要求这样的问题。
因此，在使由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或它们的任意组合组成的硬质组织含有体积率20％以上来确保以TS计为780MPa以上的强度的基础上，还必须研究钢板的延性与扩孔性的兼顾。
然而，在具有第二相分数高的钢板的组织中，铁素体母相沿轧制方向以板状连接而成为以条状连接的组织(以下有时称为“条状组织”)。铁素体的条状组织中，变形时、空隙的发生部位变得致密，且空隙变得容易连接，因此，在早期产生断裂，特别是扩孔性显著降低。
生成条状组织的原因是，在工业制造时的熔炼工序中，Mn等的合金元素发生偏析，并且在热轧工序和冷轧工序中，元素偏析区域沿轧制方向被拉伸。为了解决该本质问题，专利文献3中，如实施例所示，公开了：使用包含20％以上的马氏体分数的钢板，将冷轧、酸洗后的钢板暂时加热至750℃以上的温度区域，使条状组织中富集的Mn分散，使以条状分布的马氏体的厚度变薄且细细地分散，从而确保成型性。
然而，专利文献3的方法需要长时间的加热工序，因此，生产率低，会显著提高钢板成本。进而，仅凭借使条状组织的厚度变薄，无法抑制空隙的生成，进而，空隙发生部位反而会不均匀存在，因此，对于专利文献3的方法，无法确保所需要求的成型性。
结果，专利文献3的方法中，残留了如下问题：不仅存在生产率的课题而且无法抑制条状组织的生成本身，无法实现优异的扩孔性。
另一方面，专利文献4中公开了一种提高了拉伸凸缘性的钢板，其在第一次退火时，在加热温度Ac3点～1000℃下保持3600秒以下，以50℃/秒进行冷却，使钢组织形成均质的马氏体组织，进而，在第二次退火中，缩小铁素体晶粒的粒径，且使铁素体晶粒的长轴方向以各向同性的方式分散。
另外，专利文献5中公开了一种提高了伸长率和拉伸凸缘性的钢板，其是通过在专利文献4的制造方法中，在热轧工序前，在1200℃以上且1300℃以下的温度区域中保持0.5小时以上且5小时以下以使Mn扩散，从而使钢板的板厚方向截面中的Mn浓度的上限值C1与下限值C2之比C1/C2为2.0以下。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本国特开2009-013488号公报
专利文献2：日本国特开2012-036497号公报
专利文献3：日本国特开2002-088447号公报
专利文献4：日本国特开2009-249669号公报
专利文献5：日本国特开2010-065307号公报
发明内容
发明要解决的问题
通常为了控制条状组织，多次退火、或1000℃以上的热处理是必不可少的。专利文献5的方法中，条状组织通过高温保持来控制。上述情况下，条状组织被抑制一些，但制造时的成本增大，且无法消除Mn偏析部的条状分布本身，结局，会成为硬质组织集密的组织，无法得到抑制空隙的生长、连接行为的效果。
另外，硬质组织的分数超过20％的钢板中，空隙反而产生自马氏体等硬质组织本身而不是产生自硬质组织与铁素体的界面，因此，如专利文献4的方法那样，仅凭借缩小铁素体晶粒径、或缓和对马氏体与铁素体的界面的应力集中，无法充分确保成型性、特别是实用上成为问题的变形速度大时的扩孔性。如此，现状是不存在拉伸强度为780MPa以上、且延性与冲击特性优异的钢板。
扩孔性以JIS Z2256或JFS T 1001中规定的方法测定，但近年来，随着基于制造技术的进步的生产率的改善，用于制品的品质调查的试验速度现在通常比0.2mm/秒还高速化，要求以接近于规定的上限的1mm/秒的试验速度进行试验。
然而，扩孔试验时的试验速度的高速化引起应变速度的增加，因此认为基于高速的试验速度的测定值不同于基于以往的试验速度的测定值。而且，现状是没有以高速的试验速度实施扩孔试验的例子。
本发明人等鉴于现有技术所涉及的现状，以在不进行多次退火、不进行高温长时间的热处理的情况下提高加工速度快时的延性和扩孔性为课题，目的在于，提供解决该课题的高强度钢板。
用于解决问题的方案
本发明人对解决上述课题的方法进行了深入研究。其结果得到了如下新见解。
(x)将C量、Si量和Mn量限定为所需要的范围。(x-1)热轧中，通常仅凭借使一级辊多次往复而进行的反向轧制进行沿单向连续地进行的粗轧，使成为条状组织的形成因素的、粗热轧钢板中的Mn偏析部的形状形成复杂形状而不是板状。(x-2)使退火后的组织中的铁素体形成复杂地掺入的网状的连接组织，使由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成的硬质组织存在于铁素体中。相辅地承担基于该硬质组织的作为支柱的作用和基于铁素体的应力缓和的作用时，空隙的生长、连接行为被抑制，扩孔性改善。(x-3)其结果，可以得到以现有技术难以实现的“具有780MPa以上的拉伸强度、且具有优异的延性和扩孔性的钢板”。其中，马氏体中包含新鲜马氏体和回火马氏体。
(y)扩孔试验中，试验速度的高速化引起应变速度的增加，基于高速的试验速度的测定值不同于基于以往的试验速度的测定值。高强度钢板的扩孔性的评价中，以高速的试验速度测定是重要的。
对于上述新见解，如后述。
本发明是鉴于上述新见解而作出的，其主旨如以下所述。
(1)
一种具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其成分组成如下：以质量％计为C：0.05％以上且0.30％以下、Si：0.05％以上且6.00％以下、Mn：1.50％以上且10.00％以下、P：0.000％以上且0.100％以下、S：0.000％以上且0.010％以下、sol.Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.000％以上且0.010％以下、Ti：0.000％以上且0.200％以下、Nb：0.000％以上且0.200％以下、V：0.000％以上且0.200％以下、Cr：0.000％以上且1.000％以下、Mo：0.000％以上且1.000％以下、Cu：0.000％以上且1.000％以下、Ni：0.000％以上且1.000％以下、Ca：0.0000％以上且0.0100％以下、Mg：0.0000％以上且0.0100％以下、REM：0.0000％以上且0.0100％以下、Zr：0.0000％以上且0.0100％以下、W：0.0000％以上且0.0050％以下、B：0.0000％以上且0.0030％以下、余量：Fe和不可避免的杂质，其特征在于，
钢板组织以面积率计由铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下组成，所述硬质组织由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成，
以相对于全部铁素体的面积的面积率计，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下。
(2)
根据前述(1)所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Ti：0.003％以上且0.200％以下、Nb：0.003％以上且0.200％以下和V：0.003％以上且0.200％以下中的1种或2种以上。
(3)
根据前述(1)或(2)所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下和Ni：0.005％以上且1.000％以下中的1种或2种以上。
(4)
根据前述(1)～(3)中任一项所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Ca：0.0003％以上且0.0100％以下、Mg：0.0003％以上且0.0100％以下、REM：0.0003％以上且0.0100％以下、Zr：0.0003％以上且0.0100％以下和W：0.0003％以上且0.0050％以下中的1种或2种以上。
(5)
根据前述(1)～(4)中任一项所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含B：0.0001％以上且0.0030％以下。
发明的效果
根据本发明，可以提供：具有780MPa以上的拉伸强度、且具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板。本发明的高强度钢板适于如汽车的车体那样的、实施了加压成型的钢板、其中适于以往难以应用的、延性和拉伸凸缘成型变得必不可少的钢板。
附图说明
图1为示意性示出钢板组织中的最大连接铁素体区域的图。
图2为粗轧的说明图。
图3为单向轧制的说明图。
图4为反向轧制的说明图。
具体实施方式
本发明的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板(以下有时称为“本发明钢板”)的成分组成如下：以质量％计为C：0.05％以上且0.30％以下、Si：0.05％以上且6.00％以下、Mn：1.50％以上且10.00％以下、P：0.000％以上且0.100％以下、S：0.000％以上且0.010％以下、sol.Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.000％以上且0.010％以下、Ti：0.000％以上且0.200％以下、Nb：0.000％以上且0.200％以下、V：0.000％以上且0.200％以下、Cr：0.000％以上且1.000％以下、Mo：0.000％以上且1.000％以下、Cu：0.000％以上且1.000％以下、Ni：0.000％以上且1.000％以下、Ca：0.0000％以上且0.0100％以下、Mg：0.0000％以上且0.0100％以下、REM：0.0000％以上且0.0100％以下、Zr：0.0000％以上且0.0100％以下、W：0.0000％以上且0.0050％以下、B：0.0000％以上且0.0030％以下、余量：Fe和不可避免的杂质，其特征在于，
钢板组织以面积率计由铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下组成，所述硬质组织由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成，
以相对于全部铁素体的面积的面积率计，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下。
以下，对本发明钢板进行说明。
首先，对本发明钢板的成分组成的限定理由进行说明。以下，成分组成的％是指“质量％”。
成分组成
C：0.05％以上且0.30％以下
C为在提高淬火性、确保强度的方面重要的元素。C如果低于0.05％，则变得难以确保780MPa以上的拉伸强度，因此，C设为0.05％以上。优选0.10％以上。
另一方面，C如果超过0.30％，则马氏体变得硬质，焊接性显著降低，因此，C设为0.30％以下。优选0.20％以下。
Si：0.05％以上且6.00％以下
Si为通过固溶强化可以提高拉伸强度而不妨碍扩孔性的元素。Si如果低于0.05％，则无法充分得到添加效果，因此，Si设为0.05％以上。在稳定地促进铁素体相的生成的方面，优选0.50％以上、更优选1.00％以上。
另一方面，Si如果超过6.00％，则添加效果饱和，经济性降低，且表面性状劣化，因此，Si设为6.00％以下。优选5.00％以下、更优选3.00％以下。
Mn：1.50％以上且10.00％以下
Mn为提高淬火性、有利于确保强度的元素。Mn如果低于1.50％，则变得难以确保780MPa以上的拉伸强度，因此，Mn设为1.50％以上。在确保热轧和冷轧的生产率的方面，优选2.00％以上。
另一方面，Mn如果超过10.00％，则MnS析出，低温韧性降低，因此，Mn设为10.00％以下。优选5.00％以下。
P：0.000％以上且0.100％以下
P通常为杂质元素，但也为有利于改善拉伸强度的元素。P如果超过0.100％，则焊接性显著降低，因此，P设为0.100％以下。优选0.050％以下，更优选0.025％以下。在得到拉伸强度的改善效果的方面，P优选0.010％以上。
下限包含0.000％，但作为杂质元素降低P至低于0.0001％时，制钢成本大幅上升，因此，实用钢板上0.0001％是实质的下限。
S：0.000％以上且0.010％以下
S为杂质元素，从焊接性的观点出发，是越少越优选的元素。S如果超过0.010％，则焊接性显著降低，另外，MnS析出，低温韧性降低，因此，S设为0.010％以下。优选0.003％以下，更优选0.001％以下。
下限包含0.000％，但作为杂质元素降低S至低于0.0001％时，制钢成本大幅上升，因此，实用钢板上0.0001％是实质的下限。
sol.Al：0.010％以上且1.000％以下
Al为使钢脱氧、发挥使钢板健全化的作用的元素。sol.Al如果低于0.010％，则无法充分得到添加效果，因此，sol.Al设为0.010％以上。优选0.015％以上、更优选0.030％以上。
另一方面，sol.Al如果超过1.000％，则焊接性显著降低，且氧化物系夹杂物增加，表面性状降低，因此，sol.Al设为1.000％以下。优选0.700％以下，更优选0.400％以下。需要说明的是，sol.Al是指，可溶于酸的酸可溶Al而不成为Al2O3等氧化物。
N：0.000％以上且0.010％以下
N为杂质元素，从焊接性的观点出发，是越少越优选的元素。N如果超过0.010％，则焊接性显著降低，因此，N设为0.010％以下。优选0.006％以下，更优选0.003％以下。
下限包含0.000％，但作为杂质元素降低N至低于0.0001％时，制钢成本大幅上升，因此，实用钢板上0.0001％是实质的下限。
本发明钢板的成分组成除上述元素之外，出于提高本发明钢板的特性的目的，还可以包含如下组元素中的1组或2组以上：(a)Ti：0.000％以上且0.200％以下、Nb：0.000％以上且0.200％以下和V：0.000％以上且0.200％以下中的1种或2种以上；(b)Cr：0.000％以上且1.000％以下、Mo：0.000％以上且1.000％以下、Cu：0.000％以上且1.000％以下和Ni：0.000％以上且1.000％以下中的1种或2种以上；(c)Ca：0.0000％以上且0.0100％以下、Mg：0.0000％以上且0.0100％以下、REM：0.0000％以上且0.0100％以下、Zr：0.0000％以上且0.0100％以下和W：0.0000％以上且0.0050％以下中的1种或2种以上；以及，(d)B：0.0000％以上且0.0030％以下。
(a)组元素
Ti：0.000％以上且0.200％以下
Nb：0.000％以上且0.200％以下
V：0.000％以上且0.200％以下
这些元素均为有利于改善强度的元素。任意元素如果均超过0.200％，则强度过度上升，热轧和冷轧变困难，因此，任意元素均优选0.200％以下。下限包含0.000％，但在确实地得到添加效果的方面，任意元素均优选0.003％以上。
(b)组元素
Cr：0.000％以上且1.000％以下
Mo：0.000％以上且1.000％以下
Cu：0.000％以上且1.000％以下
Ni：0.000％以上且1.000％以下
这些元素均为有利于改善强度的元素。任意元素如果均超过1.000％，则添加效果饱和，经济性降低，因此，任意元素均优选1.000％以下。下限包含0.000％，但在确实地得到添加效果的方面，任意元素均优选0.005％以上。
(c)组元素
Ca：0.0000％以上且0.0100％以下
Mg：0.0000％以上且0.0100％以下
REM：0.0000％以上且0.0100％以下
Zr：0.0000％以上且0.0100％以下
W：0.0000％以上且0.0100％以下
这些元素均为控制夹杂物、特别是使夹杂物微细分散化、有利于改善韧性的元素。任意元素如果均超过0.0100％，则有表面性状显著降低的担心，因此，任意元素均优选0.0100％以下。下限包含0.0000％，但在确实地得到添加效果的方面，任意元素均优选0.0003％以上。
REM是指，Sc、Y和镧系元素的总计17种元素，为其至少1种。REM量是指这些元素中的至少1种的总计量。镧系元素工业上以混合稀土金属的形态添加。
(d)组元素
B：0.0000％以上且0.0030％以下
B为淬火性改善元素，为对烘烤硬化用钢板的高强度化有用的元素。因此，优选0.0001％以上。然而，如果超过0.0030％地添加，则上述效果会饱和，经济上浪费，因此，B含量设为0.0030％以下。优选0.0025％以下。
本发明钢板的成分组成中，除上述元素之外的余量为Fe和不可避免的杂质。不可避免的杂质为从钢原料和/或制钢过程中不可避免地混入、在不妨碍本发明钢板的特性的范围内允许存在的元素。
接着，对本发明钢板的钢板组织进行说明。
钢板组织
本发明钢板的钢板组织的特征在于，以面积率计由铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下组成，所述硬质组织由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成，以相对于全部铁素体的面积的面积率计，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下。
以下，对组织特征进行说明，组织分数的％是指“面积率”。
铁素体：15％以上且80％以下
在钢板的宽度的1/4(或3/4)的位置，沿轧制方向，利用Le Pera蚀刻使平行或直角的板厚截面腐蚀，对于腐蚀面，对用光学显微镜以500倍拍摄到的组织图像进行解析，算出铁素体的面积率、和由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成的硬质组织(以下有时简称为“硬质组织”)的面积率并规定。
铁素体的面积率和硬质组织的面积率可以如下测定。首先，采集试样使得钢板的宽度的1/4的位置处的与宽度方向垂直的截面露出，利用Le Pera蚀刻液使该截面腐蚀。接着，拍摄从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域的光学显微镜照片。此时，例如倍率设为500倍。通过利用Le Pera蚀刻液的腐蚀，观察面大致可以分为黑色部分和白色部分。而且，黑色部分中可以包含铁素体、贝氏体、碳化物和珠光体。黑色部分中晶粒内包含层状的组织的部分相当于珠光体。黑色部分中晶粒内不含层状的组织、不含下部组织的部分相当于铁素体。黑色部分中亮度特别低、直径为1μm～5μm左右的球状的部分相当于碳化物。黑色部分中晶粒内包含下部组织的部分相当于贝氏体。下部组织是指，贝氏体中的板条、板条块、板条束结构。因此，测定黑色部分中晶粒内不含层状的组织、不含下部组织的部分的面积率，从而可以得到铁素体的面积率，测定黑色部分中晶粒内包含下部组织的部分的面积率，从而可以得到贝氏体的面积率。另外，白色部分的面积率为马氏体和残留奥氏体的总计面积率。因此，由贝氏体的面积率以及马氏体和残留奥氏体的总计面积率可以得到硬质组织的面积率。另外，由该光学显微镜照片可以测定最大连接铁素体区域和其二维等周常数。
铁素体如果低于15％，则难以确保10％以上的总伸长率，因此，铁素体设为15％以上。优选20％以上。另一方面，铁素体如果超过80％，则拉伸强度降低，无法确保780MPa以上的拉伸强度，因此，铁素体设为80％以下。优选70％以下。
硬质组织：总计20％以上且85％以下
硬质组织(由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成)的总计如果低于20％，则拉伸强度降低，无法确保780MPa以上的拉伸强度，因此，硬质组织设为总计20％以上。优选30％以上。
另一方面，硬质组织如果总计超过85％，则延性降低，因此，硬质组织总计设为85％以下。优选80％以下。
从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的面积率：以相对于全部铁素体的面积的面积率计80％以上
同一最大连接铁素体区域的二维等周常数：0.35以下
首先，对最大连接铁素体区域和二维等周常数进行说明。图1中示意性示出钢板组织中的最大连接铁素体区域1。最大连接铁素体区域1为铁素体晶粒以网状连续地连接的组织，图1中，细的斜线的部分为最大连接铁素体区域1，白色的部分为硬质组织区域2，粗的斜线的部分为铁素体区域3(非最大连接铁素体区域3)而不是最大连接铁素体区域1。需要说明的是，为了容易区别，最大连接铁素体区域1和非最大连接铁素体区域3使斜线的倾斜的方法彼此相反而表示。在最大连接铁素体区域1中多个硬质组织区域3(白色部)以彼此被分离的状态存在。另外，非最大连接铁素体区域3从最大连接铁素体区域1被分离，非最大连接铁素体区域3由硬质组织区域3(白色部)所包围。
最大连接铁素体区域通过下述方法确定。
将从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的500倍的组织图像以上述方法二值化，在该二值化图像中，选择表示铁素体区域的一个像素。然后，对于该选择的像素(为表示铁素体区域的像素)，与上下左右4个方向的任意方向相邻的像素表示铁素体区域的情况下，判定为这些二个像素相同的连接铁素体区域。同样地，依次，对于与上下左右4个方向的各方向相邻的像素，判定是否成为连接铁素体区域，确定单一的连接铁素体区域的范围。需要说明的是，相邻的像素不是表示铁素体区域的像素的情况下(即，相邻的像素不是表示硬质组织区域的像素的情况下)，该部分成为连接铁素体区域的缘的部分。将如此确定的连接铁素体区域内、具有最大的像素数的区域特定为最大连接铁素体区域。
最大连接铁素体区域相对于全部铁素体区域的面积率RF如下：求出最大连接铁素体区域的面积SM，由与全部铁素体区域的面积SF之比：RF＝SM/SF算出。
最大连接铁素体组织的面积率RF(％)以下述式算出。
RF＝{最大连接铁素体区域的面积SM/全部铁素体区域的面积SF}×100
全部铁素体区域的面积SF＝最大连接铁素体区域的面积SM+非最大连接铁素体区域的总面积SM’
二维等周常数K以下述式算出。需要说明的是，最大连接铁素体区域的周长LM可以在上述光学显微镜照片中实测。其中，算出周长时，图像数据外框的4边中的任意者相当于最大连接铁素体的周长的一部分的情况下，也将该符合的外框的长度作为最大连接铁素体的周长的一部分处理。
π·(LM/2π)2·K＝SM
K＝4πSM/LM 2
LM：最大连接铁素体区域的周长
如扩孔试验那样，对钢板施加局所的大变形时，经历钢板的缩颈、钢板组织内的空隙的发生/连接而导致钢板断裂。钢板收缩的拉伸变形中，应力在钢板的板厚中心部附近集中，空隙通常以距离钢板表面为t/2(t：板厚)的位置(以下称为“t/2位置”)为中心而发生。另外，引起空隙的连接直至钢板断裂为止，但空隙粗大化至恒定以上的大小时，以粗大化的空隙为起点而引起破坏。
推测这样的、t/2的位置处发生的有利于空隙的连接的区域为从t/2位置至距离钢板表面3t/8(t：板厚)的位置(以下称为“3t/8位置”)的区域的组织，因此，将限定最大连接铁素体区域的面积率的区域规定为从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域。
最大连接铁素体区域的面积率以相对于全部铁素体的面积的面积率计如果低于80％，则无法得到将最大连接铁素体区域的二维等周常数限定为0.35以下所产生的空隙的连接/生长抑制效果，因此，最大连接铁素体区域的面积率以相对于全部铁素体的面积率计设为80％以上。优选90％以上。
最大连接铁素体区域的二维等周常数如果超过0.35，则马氏体成为空隙生成位点，如果生成空隙，则应力在空隙周围的铁素体集中，空隙的连接/生长进行。而且，在组织中连锁地引起空隙的生成/生长/连接，从而钢板达到破坏。其结果时，在钢板组织中，无法确保所需要的扩孔性，因此，最大连接铁素体区域的二维等周常数设为0.35以下。优选0.25以下。二维等周常数大于0.35的组织中，变形容易集中在组织中的特定的区域，如果一次生成空隙，则变形进一步集中在空隙周围，显著促进空隙的生长。因此，这样的组织容易达到破坏。另一方面，二维等周常数成为0.35以下的组织中，铁素体与硬质组织的界面具有复杂形状，因此，不易引起变形的集中，不易引起空隙生成。另外，即使一旦生成空隙，也由硬质组织的支柱覆盖周围，因此，变形集中容易被分散，抑制空隙的生长/连接。因此，二维等周常数为0.35以下的组织中，不易引起破坏。
接着，对本发明钢板的机械特性进行说明。
机械特性
拉伸强度(TS)
本发明钢板的拉伸强度(TS)作为充分有利于汽车的轻量化的强度优选780MPa以上。更优选800MPa以上、进一步优选900MPa以上。
扩孔性
扩孔性如下：在JIS Z2256或JFS T 1001中规定的扩孔试验中使试验速度为1mm/秒而测定的扩孔率(HER)计优选30％以上。
延性
延性如下：从钢板采集拉伸方向与轧制方向正交的JIS 5号拉伸试验片，以JIS Z2241中规定的拉伸试验测定的断裂伸长率El计、优选10％以上。
接着，对本发明钢板的优选的制造方法进行说明。
为了制造具有780MPa以上的拉伸强度、且具有优异的延性和扩孔性的本发明钢板，必须控制钢板组织，形成“由以面积率计铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下，所述硬质组织由贝氏体、马氏体或残留奥氏体或它们的任意组合组成，以相对于全部铁素体的面积的面积率计，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下的钢板组织”。
为了形成该钢板组织，具体而言，
(A)对于具有本发明钢板的成分组成的钢板坯，在1050℃以上且1250℃以下的温度区域中，实施1次往复以上的重复偶数次每1道次的压下率30％以下的轧制所构成的反向轧制，使得往复1次时的2道次间的压下率差成为10％以内，形成粗轧钢板。
(B)对于粗轧钢板，在850℃以上且1150℃以下的温度下实施精轧，形成热轧钢板，在700℃以下的温度区域中进行卷取。之后，对于热轧钢板，进行酸洗后，实施冷轧，形成冷轧钢板。
(C)对于冷轧钢板，在740℃以上且950℃以下的温度区域中实施连续退火。
优选进行这些(A)～(C)。
以下，对工序条件进行说明。首先，铸造具有本发明钢板的成分组成的钢水，制造供于粗轧的板坯。铸造方法可以为通常的铸造方法，可以采用连续铸造法、铸锭法等，在生产率的方面，优选连续铸造法。
(A)粗轧工序
粗轧温度区域：1050℃以上且1250℃以下
每1道次的压下率：30％以下
反向轧制的次数：往复1次以上
往复1次时的2道次间的压下率差：10％以下
对于板坯，优选在粗轧前加热至1050℃以上且1250℃以下的固溶化温度区域。加热保持时间没有特别限定，为了改善扩孔性，优选在加热温度下保持30分钟以上。为了抑制过度的氧化皮损耗，加热保持时间优选10小时以下、更优选5小时以下。铸造后的板坯的温度如果为1050℃以上且1250℃以下，则不会加热保持在该温度区域内，可以直接供于粗轧而进行直送轧制或直接轧制。
接着，对板坯以反向轧制实施粗轧，从而可以使凝固时形成的板坯的Mn偏析部形成复杂形状而不是沿单向伸长的板状的偏析部。基于图2～4，对Mn偏析部成为复杂形状的机制进行说明。
如图2的(a)所示那样，开始粗轧前的板坯10中，Mn等合金元素富集了的部分11(以下，称为“Mn偏析部11”)成为从板坯10的表面向内部基本垂直地生长的状态。
另一方面，粗轧中，如图2的(b)所示那样，轧制的每1道次中，板坯10的表面变得沿轧制的进行方向被拉伸。需要说明的是，轧制的进行方向是指，板坯10相对于轧制辊逐渐进行的方向，用图2中的箭头X的方向表示。然后，如此板坯10的表面沿轧制的进行方向被拉伸，从而从板坯10的表面向内部生长的Mn偏析部11形成在轧制的每1道次中倾斜了的状态。
此次，粗轧的各道次中的板坯10的进行方向X经常为相同方向即所谓单向轧制的情况下，如图3的(a)所示那样，Mn偏析部11在保持基本笔直的状态下，每各道次朝向相同的方向缓慢地倾斜逐渐变强。然后，粗轧结束时，Mn偏析部11保持基本笔直的状态不变地相对于板坯10的表面成为基本平行的姿势，会形成扁平的条状组织。其结果，变形时空隙变得容易连接，扩孔性会降低。
另一方面，粗轧的各道次中的板坯10的进行方向成为交替相反的方向的反向轧制的情况下，如图4的(a)所示那样，前一道次中倾斜了的Mn偏析部11在下一道次中变得沿相反方向倾斜，其结果，Mn偏析部11成为弯曲的形状。因此，反向轧制中，重复进行交替成为相反的方向的各道次，从而如图4的(a)所示那样，Mn偏析部11成为复杂弯曲了的形状。需要说明的是，本说明书中，将如此通过反向轧制成为复杂弯曲了的形状的Mn偏析部11的形状有时称为“复杂形状”。如此通过反向轧制使Mn偏析部11形成复杂形状，从而后续工序中，抑制条状组织的形成，可以形成铁素体以网状复杂地掺入了的组织。Mn为具有使奥氏体稳定化的作用的元素，因此，变得容易在Mn偏析部11中形成奥氏体，另一方面，铁素体变得容易在Mn不偏析的区域中形成。通过反向轧制使Mn偏析部11事先形成复杂形状时，之后的退火工序中，奥氏体中生成铁素体的过程中，变得躲避Mn偏析部11而生成铁素体，形成网状的铁素体，其结果认为，最大连接铁素体区域的面积率以相对于全部铁素体的面积的面积率计成为80％以上。另外认为，通过使Mn偏析部11事先形成复杂形状，从而铁素体与硬质组织的界面也变得复杂形状，最大连接铁素体区域的二维等周常数成为0.35以下。
需要说明的是，为了使Mn偏析部11形成期望的复杂形状(退火工序中，最大连接铁素体区域的面积率以相对于全部铁素体的面积的面积率计成为80％以上、最大连接铁素体区域的二维等周常数成为0.35以下的复杂形状)，反向轧制优选往复1次以上，更优选往复2次以上。但是，如果实施往复10次以上，则变得难以确保充分的精轧温度，因此，设为往复10次以下。优选往复8次以下。另外，进行方向成为彼此相反的方向的各道次期望各进行相同的次数。例如期望图4的(a)中用箭头X表示的向右的道次(轧制)和向左的道次(轧制)各进行相同的次数。然而，一般的粗轧生产线中，粗轧的进入侧和离开侧夹持辊而位于相反侧。因此，朝向粗轧的进入侧和离开侧的方向的道次(轧制)变得多一次。如此，最后道次(轧制)中，Mn偏析部11成为扁平的形状，变得容易形成条状组织。这样的、热轧生产线中进行粗轧的情况下，优选使将粗轧板最后从进入侧送至离开侧时的压下率(反向轧制后最终道次压下率)为5％以下，更优选打开辊间而省略轧制(压下率0％)。
粗轧温度区域如果低于1050℃，则精轧中，以850℃以上变得难以结束轧制，铁素体的形状变得不良，因此，粗轧温度区域优选1050℃以上。更优选1100℃以上。粗轧温度区域如果超过1250℃，则氧化皮损耗增大，而且产生发生板坯裂纹的担心，因此，粗轧温度区域优选1250℃以下。更优选1200℃以下。
粗轧中的每1道次的压下量如果超过30％，则轧制时的剪切应力变大，Mn偏析部成为条状，无法形成复杂形状，因此，粗轧中的每1道次的压下量设为30％以下。压下量越小，轧制时的剪切应变越变小，可以抑制条组织的形成，因此，压下率的下限没有特别限定，从生产率的观点出发，优选10％以上。
反向轧制中，一往复的轧制中所含的2道次间的压下量中如果存在差异，则在任意方向上Mn偏析部倒塌，无法将Mn偏析部控制为复杂形状。因此，粗轧时，反向轧制的一往复中所含的2道次间的压下量差设为10％以内。优选5％以内。进一步优选3％以内。
(B)精轧和冷轧
(B-1)精轧
精轧温度：850℃以上且1150℃以下
卷取温度：700℃以下
精轧温度如果低于850℃，则不充分引起重结晶，成为沿轧制方向拉伸了的组织，后续工序中，生成源自拉伸组织的条组织，因此，精轧温度优选850℃以上。更优选900℃以上。另一方面，精轧温度如果超过1150℃，则氧化皮损耗增加，成品率降低，因此，精轧温度优选1150℃以下。更优选1100℃以下。
卷取温度如果超过700℃，则由于内部氧化而表面性状降低，因此，卷取温度优选700℃以下。如果使钢板组织形成马氏体或贝氏体的均质组织，则退火中容易形成均质的组织，因此，卷取温度更优选450℃以下，进一步优选50℃以下。
(B-2)冷轧
将热轧钢板酸洗后供至冷轧，形成冷轧钢板。从使钢板组织均质、微细化的方面出发，压下率优选50％以上。需要说明的是，酸洗可以为通常的酸洗。
(C)退火工序
退火温度区域：Ac1℃以上且(Ac3+100)℃以下
对于冷轧钢板，在Ac1℃以上且(Ac3+100)℃以下的温度区域内实施连续退火。退火温度区域如果低于Ac1℃，则不充分引起奥氏体相变，无法以所需要的面积率确保由贝氏体和马氏体组成的硬质组织，因此，退火温度区域优选Ac1℃以上。更优选(Ac1+10)℃以上。
此处，Ac1和Ac3为由各钢的成分定义的温度，将“％元素”设为该元素的含量(质量％)，例如将“％Mn”设为Mn含量(质量％)时，分别用以下的式1、式2表示。
Ac1(℃)＝723-10.7(％Mn)-16.9(％Ni)+29.1(％Si)+16.9(％Cr) (式1)
Ac3(℃)＝910-203(％C)1/2-15.2(％Ni)+44.7(％Si)+104(％V)+31.5(％Mo) (式2)
另一方面，退火温度区域如果超过(Ac3+100)℃，则不仅生产率降低，而且奥氏体粒粗大化，变得难以生成铁素体，延性降低，因此，退火温度区域优选(Ac3+100)℃以下。更优选(Ac3+50)℃以下。
在完全消除未重结晶、或稳定地确保均质组织的方面，退火时间优选60秒以上。更优选240秒以上。
为了以所需要的面积率确保铁素体，优选的是，对于钢板，在退火后，使550℃以上且Ac1℃以下的温度区域中的平均冷却速度为2℃/秒以上且10℃/秒以下进行冷却。为了确保贝氏体和马氏体的延性，实现扩孔性的改善，优选的是，从上述温度区域至200℃以上且350℃以下的温度区域，以35℃/秒以上的平均冷却速度进行冷却，之后，在200℃以上且550℃以下的温度区域内保持200秒以上。
实施例
接着，对本发明的实施例进行说明，但实施例中的条件是为了确认本发明的实施可能性和效果而采用的一条件例，本发明不限定于该一条件例。本发明在不脱离本发明的主旨的情况下，只要达成本发明的目的就可以采用各种条件。
(实施例1)
铸造表1所示的成分组成的钢水，制造供于热轧的板坯。
[表1]
Figure BDA0002694635610000201
对于表1所示的成分组成的板坯内、一部分的样品，对于供于粗轧工序前的板坯，从宽度方向实施35％的压缩加工后，从厚度方向实施35％压缩加工，实施该多轴轧制3次的“多轴轧制工序”。接着，依据表2所示的热轧条件，实施粗轧和精轧工序。其中，对于通过单向轧制实施了粗轧者(受试材料5)，“粗轧轧制次数”中记载粗轧的总道次数，“往复1次时的2道次间的最大压下率差”中记载单向轧制中的前后2道次间的最大压下率差。热轧工序后，在表3所示的条件下，实施冷轧和连续退火，制造钢板。表3中，连续退火工序中的“平均冷却速度*1”为550℃以上且Ac1℃以下的温度区域中的平均冷却速度，“平均冷却速度*2”为从Ac1℃以下的温度区域至200℃以上且350℃以下的温度区域(冷却停止温度)的平均冷却速度。
[表2]
Figure BDA0002694635610000221
[表3]
Figure BDA0002694635610000231
对于完成了退火的钢板(以下简称为“钢板”)，进行以下的试验和观察。将结果一并示于表4。
(1)拉伸试验
从钢板采集将与轧制方向为直角的方向作为长度方向的JIS5号拉伸试验片，利用依据JIS Z 2241的拉伸试验，测定拉伸特性(屈服强度YS、拉伸强度TS、总伸长率El)。
(2)扩孔试验
从钢板采集90mm见方的试验片，以试验速度1mm/秒进行依据JIS Z 2256的规定的扩孔试验，调查扩孔性。
另外，通过目视在钢板制造时进行外观检查。外观检查根据下述方法进行。首先，从制造好的钢板的任意区域沿长度方向隔着1m以上的间隔采集宽度1m×长度1mm区域的钢板10张，对其表面进行脱脂、清洗，作为试验片。通过目视观察试验片表面，全部10张试验片中，可见宽度0.2mm以上、长度50mm以上的粗大的线状瑕疵1条以上的情况下，将表面性状记作不良。另外，在试验片表面未见宽度0.2mm以上、长度50mm以上的粗大的表面瑕疵、但可见宽度0.2mm以上、长度10mm以上且低于50mm的表面瑕疵1条以上的情况下，将表面性状记作良。另外，在试验片表面未见宽度0.2mm以上、长度10mm以上的粗大的线状模样的情况下，将表面性状记作优。将其结果示于表4。
另外，通过目视在钢板制造时进行外观检查。外观检查通过下述的方法进行。首先，从制造好的钢板的任意区域沿长度方向隔着1m以上的间隔采集宽度1m×长度1mm区域的钢板10张，对其表面进行脱脂、清洗，作为试验片。通过目视观察试验片表面，全部10张试验片中，可见宽度0.2mm以上、长度10mm以上的粗大的线状模样1条以上的情况下，将表面性状记作不良。另外，在试验片表面一条也未见宽度0.2mm以上、长度10mm以上的粗大的线状模样的情况下，将表面性状记作良。
另外，通过目视进行成型时的外观检查。外观检查通过下述的方法进行。首先，将钢板切成宽度40mm×长度100mm，对其表面进行研磨直至可见金属光泽，作为试验片。对于试验片，以板厚t与弯曲半径R之比(R/t)为2.0、2.5这2个水平，在弯曲棱线成为轧制方向的条件下进行90度V弯曲试验。试验后，以目视观察弯曲部的表面性状。比(R/t)为2.5的试验中，在表面确认到凹凸模样或龟裂的情况下，判断为不良。比(R/t)为2.5的试验中，未确认到凹凸模样和龟裂、但比(R/t)为2.0的试验中在表面确认到凹凸模样或龟裂的情况下，判断为良。比(R/t)为2.5的试验和比(R/t)为2.0的试验中在表面均未确认到凹凸模样和龟裂的情况下，判断为优。将其结果也示于表4。
(3)组织观察
对于钢板组织，在钢板的宽度的1/4的位置，通过Le Pera蚀刻腐蚀相对于轧制方向为平行的板厚截面。接着，用光学显微镜，拍摄距离钢板的表面的深度从3t/8至t/2的区域的板厚截面。此时，例如倍率设为500倍。通过使用Le Pera蚀刻液的腐蚀而观察面可以大致分为黑色部分和白色部分。而且，黑色部分中可以包含铁素体、贝氏体、碳化物和珠光体。黑色部分中晶粒内包含层状的组织的部分相当于珠光体。黑色部分中晶粒内不含层状的组织、不含下部组织的部分相当于铁素体。黑色部分中亮度特别低、直径为1μm～5μm左右的球状的部分相当于碳化物。黑色部分中晶粒内包含下部组织的部分相当于贝氏体。因此，测定黑色部分中晶粒内不含层状的组织、不含下部组织的部分的面积率，从而可以得到铁素体的面积率，测定黑色部分中晶粒内包含下部组织的部分的面积率，从而可以得到贝氏体的面积率。另外，白色部分的面积率为马氏体和残留奥氏体的总计面积率。因此，由贝氏体的面积率以及马氏体和残留奥氏体的总计面积率可以得到硬质组织的面积率。由该光学显微镜照片算出最大连接铁素体区域和其二维等周常数。
最大连接铁素体区域为钢板组织中的铁素体区域中，不由硬质组织分断而连续地连接的区域内、具有最高的面积的铁素体区域，其面积率和二维等周常数用以下的方法算出。
(3-1)最大连接铁素体区域相对于全部铁素体区域的面积率
将钢板从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的500倍的组织图像用上述方法二值化，将表示二值化图像中的铁素体区域的一个像素作为中心，将连接与上下左右4个方向相邻的铁素体区域的像素的区域内、具有最大的像素数的区域特定为最大连接铁素体区域。
最大连接铁素体区域相对于全部铁素体区域的面积率RF如下：求出最大连接铁素体区域的面积SM，由与全部铁素体区域的面积SF之比：RF＝SM/SF算出。
(3-2)二维等周常数
最大连接铁素体区域的二维等周常数K由最大连接铁素体区域的面积SM和其周长LM、依据以下式子算出。
K＝4πSM/LM 2(π：圆周率)
[表4]
Figure BDA0002694635610000271
表1～4中，标注了下划线的数值表示处于本发明的范围外或优选的制造条件的范围外。
表4中，受试材料No.2、No.3、No.4、No.9、No.13、No.14、No.15、No.16、No.17、No.18、No.19、No.20、No.21、No.22、No.23、No.24、No.25、No.26、No.27、No.29、No.30、No.31、No.32、No.33、No.34、No.35和No.36为均满足本发明的条件的发明例。
发明例的钢板中，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置(t：钢板的板厚)的区域中的最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下，1mm/秒这样快的试验速度(加工速度)下的扩孔试验中的扩孔性优异。
另一方面，受试材料No.1、No.11和No.12中，成分组成为本发明的成分组成之外，脱离本发明的范围，具有高的铁素体面积率、低的贝氏体和马氏体面积率，因此，无法得到780MPa以上的拉伸强度。
受试材料No.8的铁素体和硬质组织的面积率脱离本发明的范围，因此，拉伸强度低。受试材料No.10的铁素体的面积率、最大连接铁素体区域的面积率脱离本发明的范围，因此，伸长率低。受试材料No.5、No.6、No.7、No.28和No.37中，最大连接铁素体区域的面积率、二维等周常数脱离本发明的范围，扩孔性为劣势。
产业上的可利用性
如前述，根据本发明，可以提供：具有780MPa以上的拉伸强度、且具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板。进而，本发明的高强度钢板适于如汽车的车体那样、实施了加压成型的钢板、其中以往难以应用的、延性和拉伸凸缘成型变得必不可少的钢板，因此，本发明在钢板制造/加工产业和汽车产业中可利用性高。
附图标记说明
1 最大连接铁素体区域
2 硬质组织区域
3 非最大连接铁素体区域
10 板坯
11 Mn偏析部

Claims (7)

1.一种具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其成分组成如下：以质量％计为C：0.05％以上且0.30％以下、Si：0.05％以上且6.00％以下、Mn：1.50％以上且10.00％以下、P：0.000％以上且0.100％以下、S：0.000％以上且0.010％以下、sol.Al：0.010％以上且1.000％以下、N：0.000％以上且0.010％以下、Ti：0.000％以上且0.200％以下、Nb：0.000％以上且0.200％以下、V：0.000％以上且0.200％以下、Cr：0.000％以上且1.000％以下、Mo：0.000％以上且1.000％以下、Cu：0.000％以上且1.000％以下、Ni：0.000％以上且1.000％以下、Ca：0.0000％以上且0.0100％以下、Mg：0.0000％以上且0.0100％以下、REM：0.0000％以上且0.0100％以下、Zr：0.0000％以上且0.0100％以下、W：0.0000％以上且0.0100％以下、B：0.0000％以上且0.0030％以下、余量：Fe和不可避免的杂质，其特征在于，
钢板组织以面积率计由铁素体：15％以上且80％以下、硬质组织：总计20％以上且85％以下组成，所述硬质组织由贝氏体、马氏体、残留奥氏体中的任一者或它们的任意组合组成，
以相对于全部铁素体的面积的面积率计，从距离表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置的区域中的最大连接铁素体区域的面积率为80％以上，且该最大连接铁素体区域的二维等周常数为0.35以下，其中t为钢板的板厚，其中，
所述最大连接铁素体区域为铁素体晶粒以网状连续地连接的组织，其通过如下方式测定：
将从距离钢板表面深度3/8t的位置至距离表面深度t/2的位置的区域中的500倍的组织图像二值化，在该二值化图像中，选择表示铁素体区域的一个像素，然后，对于该选择的像素，与上下左右4个方向的任意方向相邻的像素表示铁素体区域的情况下，判定为这些二个像素相同的连接铁素体区域，同样地，依次，对于与上下左右4个方向的各方向相邻的像素，判定是否成为连接铁素体区域，确定单一的连接铁素体区域的范围，其中，相邻的像素不是表示铁素体区域的像素的情况下，该部分成为连接铁素体区域的缘的部分，将如此确定的连接铁素体区域内、具有最大的像素数的区域确定为最大连接铁素体区域，
所述最大连接铁素体区域的二维等周常数通过下述式算出，
π·(LM/2π)2·K＝SM
K＝4πSM/LM 2
LM：最大连接铁素体区域的周长
SM：最大连接铁素体区域的面积。
2.根据权利要求1所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Ti：0.003％以上且0.200％以下、Nb：0.003％以上且0.200％以下和V：0.003％以上且0.200％以下中的1种或2种以上。
3.根据权利要求1所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下和Ni：0.005％以上且1.000％以下中的1种或2种以上。
4.根据权利要求2所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Cr：0.005％以上且1.000％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下和Ni：0.005％以上且1.000％以下中的1种或2种以上。
5.根据权利要求1～4中任一项所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含Ca：0.0003％以上且0.0100％以下、Mg：0.0003％以上且0.0100％以下、REM：0.0003％以上且0.0100％以下、Zr：0.0003％以上且0.0100％以下和W：0.0003％以上且0.0050％以下中的1种或2种以上。
6.根据权利要求1～4中任一项所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含B：0.0001％以上且0.0030％以下。
7.根据权利要求5所述的具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板，其特征在于，以质量％计包含B：0.0001％以上且0.0030％以下。
CN201880091638.7A 2018-03-30 2018-03-30 具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板 Active CN111886354B (zh)

Applications Claiming Priority (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
PCT/JP2018/013704 WO2019187031A1 (ja) 2018-03-30 2018-03-30 優れた延性と穴広げ性を有する高強度鋼板

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN111886354A CN111886354A (zh) 2020-11-03
CN111886354B true CN111886354B (zh) 2021-10-08

Family

ID=64098679

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880091638.7A Active CN111886354B (zh) 2018-03-30 2018-03-30 具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板

Country Status (7)

Country Link
US (1) US12060623B2 (zh)
EP (1) EP3754044B1 (zh)
JP (1) JP6418363B1 (zh)
KR (1) KR102455453B1 (zh)
CN (1) CN111886354B (zh)
MX (1) MX2020009171A (zh)
WO (1) WO2019187031A1 (zh)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102153197B1 (ko) 2018-12-18 2020-09-08 주식회사 포스코 가공성이 우수한 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
CN114026014B (zh) 2019-06-28 2024-06-11 日本制铁株式会社 冲击吸收构件、冲击吸收构件的制造方法以及冷塑性加工用钢板的制造方法
CN114517272A (zh) * 2022-02-16 2022-05-20 南京钢铁股份有限公司 一种薄规格合金钢及其生产方法
CN119343474A (zh) * 2022-09-30 2025-01-21 日本制铁株式会社 钢板

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007070661A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2009151140A1 (ja) * 2008-06-13 2009-12-17 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板および高強度鋼板用溶鋼の溶製方法

Family Cites Families (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3698046B2 (ja) 1999-10-22 2005-09-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
DE102005052774A1 (de) * 2004-12-21 2006-06-29 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zum Erzeugen von Warmbändern aus Leichtbaustahl
JP2009013488A (ja) 2007-07-09 2009-01-22 Jfe Steel Kk 高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4324228B1 (ja) 2008-04-03 2009-09-02 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5270274B2 (ja) 2008-09-12 2013-08-21 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5765092B2 (ja) 2010-07-15 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN106574342B (zh) * 2014-08-07 2018-10-12 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法、以及高强度镀锌钢板的制造方法
EP3263728B1 (en) * 2015-02-27 2019-09-11 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel plate and method for producing same
JP6737338B2 (ja) * 2016-08-08 2020-08-05 日本製鉄株式会社 鋼板
MX2019003125A (es) * 2016-09-21 2019-06-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero.

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007070661A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
WO2009151140A1 (ja) * 2008-06-13 2009-12-17 新日本製鐵株式会社 高強度鋼板および高強度鋼板用溶鋼の溶製方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN111886354A (zh) 2020-11-03
MX2020009171A (es) 2020-10-15
JPWO2019187031A1 (ja) 2020-04-30
US20210002741A1 (en) 2021-01-07
WO2019187031A1 (ja) 2019-10-03
KR20200124748A (ko) 2020-11-03
EP3754044A1 (en) 2020-12-23
JP6418363B1 (ja) 2018-11-07
KR102455453B1 (ko) 2022-10-18
EP3754044A4 (en) 2021-09-08
US12060623B2 (en) 2024-08-13
EP3754044B1 (en) 2023-07-19

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6017341B2 (ja) 曲げ性に優れた高強度冷延鋼板
US20030066580A1 (en) Method for making high-strength high-toughness martensitic stainless steel seamless pipe
EP1731627A1 (en) High-rigidity high-strength thin steel sheet and method for producing same
CN109415785B (zh) 钢板
JP5126844B2 (ja) 熱間プレス用鋼板およびその製造方法ならびに熱間プレス鋼板部材の製造方法
EP2933346A1 (en) Hot-rolled steel sheet and production method therefor
JP2011140695A (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
CN111886354B (zh) 具有优异的延性和扩孔性的高强度钢板
JP6720504B2 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
US20140076469A1 (en) High carbon thin steel sheet and method for producing same
JP7666761B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN107109572A (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP4367091B2 (ja) 耐疲労特性に優れ、かつ強度−延性バランスに優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法
KR102590522B1 (ko) 냉연 강판 및 그 제조 방법
JP5080215B2 (ja) 等方性と伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
KR20100076073A (ko) 강판 및 그 제조 방법
JP5189959B2 (ja) 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板
JP5530209B2 (ja) 伸びと伸びフランジ性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
CN111868282A (zh) 钢板
JP6690804B1 (ja) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板
TWI662138B (zh) 具有優異延展性與擴孔性的高強度鋼板
JP5747250B2 (ja) 強度、延性及び衝撃エネルギー吸収能に優れた高強度鋼材並びにその製造方法
JP6673320B2 (ja) 厚鋼板および厚鋼板の製造方法
JP2001207244A (ja) 延性、加工性および耐リジング性に優れたフェライト系ステンレス冷延鋼板およびその製造方法
CN111315907A (zh) 钢板

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
GR01 Patent grant
GR01 Patent grant