JP6179461B2 - 高強度鋼板の製造方法 - Google Patents
高強度鋼板の製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP6179461B2 JP6179461B2 JP2014108994A JP2014108994A JP6179461B2 JP 6179461 B2 JP6179461 B2 JP 6179461B2 JP 2014108994 A JP2014108994 A JP 2014108994A JP 2014108994 A JP2014108994 A JP 2014108994A JP 6179461 B2 JP6179461 B2 JP 6179461B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- temperature
- less
- steel sheet
- area ratio
- seconds
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Active
Links
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、高強度鋼板の製造方法に関し、特に自動車用鋼板としての用途に好適な高強度鋼板の製造方法に関する。
地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図る上では、自動車部品用素材となる鋼板を高強度化して、鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くはプレス加工やバーリング加工等によって成形される。このため、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には、所望の強度を有することに加えて、優れた成形性が要求される。
近年、自動車車体の骨格用素材として９８０ＭＰａ超級の高強度鋼板の適用が拡大しつつあり、様々な高加工性高強度鋼板が開発されている。例えば、特許文献１および２では焼戻しマルテンサイトを活用した、延性と伸びフランジ性に優れた鋼板が提案されている。
特許文献１には、オーステナイト単相域で焼鈍した鋼板を急冷してマルテンサイトを生成した後、３５０℃以上４９０℃以下の温度域に昇温し、該温度域に５秒以上１０００秒以下保持して、焼戻しマルテンサイトを得ることが記載されている。また、特許文献２には、マルテンサイト組織が導入された鋼板を、３０℃／ｓｅｃ以上の加熱速度で、フェライト−オーステナイト２相域温度であるＡ１点以上Ａ３点以下の温度に加熱し、この温度で１０〜６００秒加熱保持することにより、焼戻しマルテンサイトを得ることが記載されている。
しかしながら、上記した従来の製造方法では、焼戻しマルテンサイトを得るための焼戻し処理において、５秒以上、あるいは、１０秒以上といった焼戻し時間が必要とされる問題があった。このため、焼入れ焼戻し処理を伴う高強度鋼板の製造方法において、焼戻し時間の短時間化による連続焼鈍ラインのコンパクト化や、エネルギーコスト最適化による生産性の向上が望まれていた。また、材質ばらつき、特に伸びフランジ性のばらつきを改善することも望まれていた。
本発明は、上記した課題を有利に解決して、引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の加工性に優れる高強度鋼板の材質、特に伸びフランジ性の安定性を確保して、生産性に優れた高強度鋼板の製造方法を提供することを目的とする。なお、本発明において、高強度鋼板には、高強度冷延鋼板や、鋼板の表面にめっき処理を施した鋼板、あるいはめっき処理後にめっき合金化処理を施した鋼板を含むものとする。
本発明の要旨は、以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５００％を含み、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５１〜３．０１％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取った後、冷間圧延を施し、次いで、連続焼鈍を施して、鋼組織が、面積率で２〜３０％の残留オーステナイトを有し、かつ、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの少なくとも１種を有するとともに、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が６５〜９５％であり、フェライトの面積率が０〜５％、マルテンサイトの面積率が０〜１０％である鋼板とする高強度鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍を、
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度を５℃／ｓ以上として、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度に加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から４００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、その後さらに冷却して１５０〜３５０℃の温度で冷却を停止し、該温度で２〜１０秒保持した後、下記条件１〜条件３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持し、次いで室温まで冷却する連続焼鈍とすることを特徴とする高強度鋼板の製造方法；
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒。
前記連続焼鈍を、
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度を５℃／ｓ以上として、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度に加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から４００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、その後さらに冷却して１５０〜３５０℃の温度で冷却を停止し、該温度で２〜１０秒保持した後、下記条件１〜条件３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持し、次いで室温まで冷却する連続焼鈍とすることを特徴とする高強度鋼板の製造方法；
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒。
［２］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする、前記［１］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［３］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．００５〜０．５００％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする、前記［１］または［２］に記載の高強度鋼板の製造方法。
［４］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有することを特徴とする前記［１］〜［３］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
［５］前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする前記［１］〜［４］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
［６］前記連続焼鈍において、７５０℃から４００℃に冷却する間にめっき処理を施すことを特徴とする前記［１］〜［５］のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
［７］前記めっき処理の後、４００℃に冷却する間において、めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記［６］に記載の高強度鋼板の製造方法。
本発明によれば、加工性に優れた引張強さ（ＴＳ）が９８０ＭＰａ以上の高強度鋼板を効率よく製造することができ、高強度鋼板の生産性向上に極めて有効である。
以下、本発明を詳細に説明する。
まず、本発明における鋼スラブの成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、成分組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
まず、本発明における鋼スラブの成分組成の限定理由について説明する。なお、以下、成分組成を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
Ｃ：０．１０〜０．３５％
Ｃは、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイト、ベイナイト等の低温変態相の強度を増大させ、ＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満では、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの強度が低く、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を確保することができない。よって、Ｃ量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上である。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると、スポット溶接性が劣化する。よって、Ｃ量は０．３５％以下とする。好ましくは、０．３０％以下である。したがって、Ｃ量は０．１０〜０．３５％とし、好ましくは０．１５〜０．３０％とする。
Ｃは、マルテンサイトや焼戻しマルテンサイト、ベイナイト等の低温変態相の強度を増大させ、ＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１０％未満では、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの強度が低く、ＴＳ９８０ＭＰａ以上を確保することができない。よって、Ｃ量は０．１０％以上とする。好ましくは、０．１５％以上である。一方、Ｃ量が０．３５％を超えると、スポット溶接性が劣化する。よって、Ｃ量は０．３５％以下とする。好ましくは、０．３０％以下である。したがって、Ｃ量は０．１０〜０．３５％とし、好ましくは０．１５〜０．３０％とする。
Ｓｉ：０．５０〜３．００％
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。また、炭化物の析出を抑制し、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．５０％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ量は０．８０％以上である。一方、Ｓｉ量が３．００％を超えると脆化や溶接性の劣化が著しくなる。よって、Ｓｉ量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は２．５０％以下であり、より好ましくは、２．００％以下である。したがって、Ｓｉ量は０．５０〜３．００％とし、好ましくは０．５０〜２．５０％、より好ましくは０．８０〜２．００％とする。
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。また、炭化物の析出を抑制し、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．５０％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ量は０．８０％以上である。一方、Ｓｉ量が３．００％を超えると脆化や溶接性の劣化が著しくなる。よって、Ｓｉ量は３．００％以下とする。好ましくは、Ｓｉ量は２．５０％以下であり、より好ましくは、２．００％以下である。したがって、Ｓｉ量は０．５０〜３．００％とし、好ましくは０．５０〜２．５０％、より好ましくは０．８０〜２．００％とする。
Ｍｎ：１．５〜４．０％
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させたり、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、介在物の増加が顕著になり、鋼の清浄度や加工性低下の原因となる。よって、Ｍｎ量は４．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は３．５％以下であり、より好ましくは、３．０％以下である。したがって、Ｍｎ量は１．５〜４．０％とし、好ましくは１．５〜３．５％、より好ましくは１．５〜３．０％とする。
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させたり、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させ、ＴＳを上昇させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、介在物の増加が顕著になり、鋼の清浄度や加工性低下の原因となる。よって、Ｍｎ量は４．０％以下とする。好ましくは、Ｍｎ量は３．５％以下であり、より好ましくは、３．０％以下である。したがって、Ｍｎ量は１．５〜４．０％とし、好ましくは１．５〜３．５％、より好ましくは１．５〜３．０％とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、粒界偏析により加工性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましい。しかし、本発明において、Ｐ量は０．１００％以下であれば、その含有を許容できるため、Ｐ量は０．１００％以下とする。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
Ｐは、粒界偏析により加工性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましい。しかし、本発明において、Ｐ量は０．１００％以下であれば、その含有を許容できるため、Ｐ量は０．１００％以下とする。下限は特に規定しないが、０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として存在して、加工性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。しかし、本発明において、Ｓ量は０．０２０％以下であれば、その含有を許容できるため、Ｓ量は０．０２０％以下とする。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として存在して、加工性や溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。しかし、本発明において、Ｓ量は０．０２０％以下であれば、その含有を許容できるため、Ｓ量は０．０２０％以下とする。下限は特に規定しないが、０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
Ａｌ：０．０１０〜１．５００％
Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．５００％を超えると、バンド組織を形成しやすくなり加工性を劣化させる。よって、Ａｌ量は１．５００％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は１．０００％以下である。したがって、Ａｌ量は０．０１０〜１．５００％、好ましくは０．０１０〜１．０００％とする。
Ａｌは、炭化物の生成を抑制し、残留オーステナイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が１．５００％を超えると、バンド組織を形成しやすくなり加工性を劣化させる。よって、Ａｌ量は１．５００％以下とする。好ましくは、Ａｌ量は１．０００％以下である。したがって、Ａｌ量は０．０１０〜１．５００％、好ましくは０．０１０〜１．０００％とする。
Ｓｉ＋Ａｌ：０．５１〜３．０１％
ＳｉおよびＡｌは残留オーステナイトを得るのに有効な元素であり、こうした効果を得るには、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計を０．５１％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は０．８０％以上である。一方、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計が３．０１％を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。よって、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は、３．０１％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は２．５０％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。したがって、Ｓｉ＋Ａｌ、すなわち、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は０．５１〜３．０１％とする。好ましくは０．５１〜２．５０％であり、より好ましくは０．８０〜２．００％である。
ＳｉおよびＡｌは残留オーステナイトを得るのに有効な元素であり、こうした効果を得るには、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計を０．５１％以上とする必要がある。好ましくは、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は０．８０％以上である。一方、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計が３．０１％を超えるとその効果は飽和し、コストアップを招く。よって、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は、３．０１％以下とする。好ましくは、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は２．５０％以下であり、より好ましくは２．００％以下である。したがって、Ｓｉ＋Ａｌ、すなわち、Ｓｉ含有量とＡｌ含有量の総計は０．５１〜３．０１％とする。好ましくは０．５１〜２．５０％であり、より好ましくは０．８０〜２．００％である。
本発明の鋼スラブは、上記した基本的な成分組成以外の残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、以下の成分を適宜含有することができる。なお、不可避的不純物としては、Ｎ：０．００８％以下などがある。
Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも１種
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ鋼板の高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．００５％以上とし、これらＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量が、それぞれ２．０００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。よって、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ２．０００％以下とする。したがって、Ｃｒ量は０．００５〜２．０００％、Ｍｏ量は０．００５〜２．０００％、Ｖ量は０．００５〜２．０００％、Ｎｉ量は０．００５〜２．０００％、Ｃｕ量は０．００５〜２．０００％とする。
Ｃｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイトなどの低温変態相を生成させ鋼板の高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ０．００５％以上とし、これらＣｒ、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量が、それぞれ２．０００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。よって、Ｃｒ量、Ｍｏ量、Ｖ量、Ｎｉ量、Ｃｕ量は、それぞれ２．０００％以下とする。したがって、Ｃｒ量は０．００５〜２．０００％、Ｍｏ量は０．００５〜２．０００％、Ｖ量は０．００５〜２．０００％、Ｎｉ量は０．００５〜２．０００％、Ｃｕ量は０．００５〜２．０００％とする。
Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．００５〜０．５００％から選ばれる少なくとも１種
ＮｂおよびＴｉは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量およびＴｉ量は、それぞれ０．００５％以上とし、ＮｂおよびＴｉから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｎｂ量およびＴｉ量が、それぞれ０．５００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。よって、これらの元素を含有させる場合は、Ｎｂ量およびＴｉ量はそれぞれ０．５００％以下とする。好ましくは、それぞれ０．１００％以下であり、より好ましくは、それぞれ０．０５０％以下である。したがって、Ｔｉ量は０．００５〜０．５００％、Ｎｂ量は０．００５〜０．５００％とし、好ましくはそれぞれ０．００５〜０．１００％とし、より好ましくはそれぞれ０．００５〜０．０５０％とする。
ＮｂおよびＴｉは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量およびＴｉ量は、それぞれ０．００５％以上とし、ＮｂおよびＴｉから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｎｂ量およびＴｉ量が、それぞれ０．５００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。よって、これらの元素を含有させる場合は、Ｎｂ量およびＴｉ量はそれぞれ０．５００％以下とする。好ましくは、それぞれ０．１００％以下であり、より好ましくは、それぞれ０．０５０％以下である。したがって、Ｔｉ量は０．００５〜０．５００％、Ｎｂ量は０．００５〜０．５００％とし、好ましくはそれぞれ０．００５〜０．１００％とし、より好ましくはそれぞれ０．００５〜０．０５０％とする。
Ｂ：０．０００２〜０．００５０％
Ｂは、粒界からのフェライトの核生成を抑制し、低温変態相を得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｂ量を０．０００２％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。よって、Ｂ量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ量は０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。したがって、Ｂ量は０．０００２〜０．００５０％とし、好ましくは０．０００２〜０．００３０％、より好ましくは０．０００２〜０．００２０％とする。
Ｂは、粒界からのフェライトの核生成を抑制し、低温変態相を得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｂ量を０．０００２％以上とする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。よって、Ｂ量は０．００５０％以下とする。好ましくは、Ｂ量は０．００３０％以下であり、より好ましくは０．００２０％以下である。したがって、Ｂ量は０．０００２〜０．００５０％とし、好ましくは０．０００２〜０．００３０％、より好ましくは０．０００２〜０．００２０％とする。
Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも１種
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００１％以上とし、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｃａ量およびＲＥＭ量が、それぞれ０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。よって、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５％以下とする。したがって、Ｃａ量は０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ量は０．００１〜０．００５％とする。
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００１％以上とし、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種を含有させる必要がある。一方、Ｃａ量およびＲＥＭ量が、それぞれ０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし特性が低下するおそれがある。よって、Ｃａ量およびＲＥＭ量は、それぞれ０．００５％以下とする。したがって、Ｃａ量は０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ量は０．００１〜０．００５％とする。
次に、得られる高強度鋼板のミクロ組織の限定理由について説明する。
残留オーステナイトの面積率：２〜３０％
残留オーステナイトは、加工性の向上に有効である。このような効果を得るには、残留オーステナイトの面積率を２％以上とする必要がある。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が３０％を超えると、部品に加工した後の鋼板中での残存量が多くなり、部品の経時劣化を招く場合がある。よって、残留オーステナイトの面積率は、３０％以下とする必要がある。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は２０％以下である。したがって、残留オーステナイトの面積率は２〜３０％とする。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は５〜２０％である。
残留オーステナイトは、加工性の向上に有効である。このような効果を得るには、残留オーステナイトの面積率を２％以上とする必要がある。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は５％以上である。一方、残留オーステナイトの面積率が３０％を超えると、部品に加工した後の鋼板中での残存量が多くなり、部品の経時劣化を招く場合がある。よって、残留オーステナイトの面積率は、３０％以下とする必要がある。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は２０％以下である。したがって、残留オーステナイトの面積率は２〜３０％とする。好ましくは、残留オーステナイトの面積率は５〜２０％である。
ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの少なくとも１種を有するとともに、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が６５〜９５％
ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびマルテンサイトは、低温変態相であり、鋼板を高強度化する組織である。このような低温変態相のうち、マルテンサイトは、加工性を低下させるため、後述するように、本発明で製造する鋼板においては、その面積率を０〜１０％とする必要がある。一方、マルテンサイトを除く低温変態相である、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトは、マルテンサイトのような加工性を低下させるという弊害が少なく、鋼板の高強度化に寄与する。ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が６５％未満では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることが困難になる。よって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は６５％以上とする。好ましくは、７０％以上である。一方、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が９５％を超えると、鋼板の加工性が低下する。よって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は９５％以下とする。好ましくは、９３％以下である。したがって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は６５〜９５％とする。好ましくは７０〜９３％である。
ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト、およびマルテンサイトは、低温変態相であり、鋼板を高強度化する組織である。このような低温変態相のうち、マルテンサイトは、加工性を低下させるため、後述するように、本発明で製造する鋼板においては、その面積率を０〜１０％とする必要がある。一方、マルテンサイトを除く低温変態相である、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトは、マルテンサイトのような加工性を低下させるという弊害が少なく、鋼板の高強度化に寄与する。ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が６５％未満では、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板を得ることが困難になる。よって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は６５％以上とする。好ましくは、７０％以上である。一方、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計が９５％を超えると、鋼板の加工性が低下する。よって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は９５％以下とする。好ましくは、９３％以下である。したがって、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計は６５〜９５％とする。好ましくは７０〜９３％である。
フェライトの面積率：０〜５％
フェライトの面積率が５％を超えると、強度と加工性の両立が困難になる。したがって、フェライトの面積率は５％以下とする。また、フェライトの面積率は０％であってもよい。したがって、フェライトの面積率は０〜５％とする。
フェライトの面積率が５％を超えると、強度と加工性の両立が困難になる。したがって、フェライトの面積率は５％以下とする。また、フェライトの面積率は０％であってもよい。したがって、フェライトの面積率は０〜５％とする。
マルテンサイトの面積率：０〜１０％
マルテンサイトは、伸びフランジ性や曲げ性等の加工性を低下させるため、少ない方が好ましく、マルテンサイトの面積率の上限を１０％とする。マルテンサイトの面積率は、０％であってもよい。したがって、マルテンサイトの面積率は０〜１０％とする。
マルテンサイトは、伸びフランジ性や曲げ性等の加工性を低下させるため、少ない方が好ましく、マルテンサイトの面積率の上限を１０％とする。マルテンサイトの面積率は、０％であってもよい。したがって、マルテンサイトの面積率は０〜１０％とする。
なお、上記したフェライト、マルテンサイト、残留オーステナイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイト以外の相としてパーライト等を含む場合もあるが、上記のミクロ組織の条件を満たしていれば、本発明の目的は達成される。
ここで、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率とは、観察面積に占めるこれら各相の面積の割合のことである。各相の面積率は、鋼板の板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａＣｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求め、観察した３視野で求めた平均の面積率を各相の面積率とする。前記画像データにおいて、フェライトは黒色として観察される。また、ベイナイトはベイニティックフェライトと島状のマルテンサイト、残留オーステナイトおよび炭化物等からなり、前記画像データにおいて、ベイニティックフェライトは上部ベイナイトでは黒色、下部ベイナイトでは灰色として区別され、焼戻しベイナイトのベイニティックフェライトは黒色、焼戻しマルテンサイトは微細な炭化物を含む明灰色、マルテンサイトおよび残留オーステナイトは白色として区別できる。下部ベイナイトと焼戻しマルテンサイトは炭化物の形態によって区別し、方位が一定に揃っているものを下部ベイナイトとした。また、本願発明では島状マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含むベイナイトの場合はベイニティックフェライトの部分をベイナイトの面積とした。
残留オーステナイトの割合については、鋼板を板厚１／４位置まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用いて、ｆｃｃ鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面とｂｃｃ鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の積分強度を測定し、これから残留オーステナイトの割合を求め、残留オーステナイトの面積率とした。
すなわち、本発明において、フェライトの面積率は、前記画像データにおいて黒色で観察される部分の面積率を、上記したようにして求めたものである。マルテンサイトは、上記したように、前記画像データにおいて、残留オーステナイトとともに、白色で観察される部分である。このため、該白色に観察される部分の面積率から、Ｘ線回折により求めた残留オーステナイトの面積率を差し引くことにより、マルテンサイトの面積率を求めた。また、ベイナイトは、前記画像データにおいて黒色または灰色のベイニティックフェライトと島状のマルテンサイト、残留オーステナイトおよび炭化物等からなるが、本発明においてベイナイトの面積率は、該ベイニティックフェライトの面積率として求めた。また、焼戻しベイナイトは、前記画像データにおいて焼戻された黒色のベイニティックフェライトと島状のマルテンサイト、残留オーステナイトおよび炭化物等からなるが、本発明において焼戻しベイナイトの面積率は、該ベイニティックフェライトの面積率として求めた。また、焼戻しマルテンサイトの面積率は、前記画像データにおいて微細な炭化物を含む明灰色で観察される部分の面積率を、上記したようにして求めたものである。
次に、本発明の高強度鋼板の製造条件について説明する。
本発明である高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取った後、冷間圧延を施し、次いで、５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度を５℃／ｓ以上として、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度に加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から４００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、その後さらに冷却して１５０〜３５０℃の温度で冷却を停止し、該温度で２〜１０秒保持した後、前記した条件１〜３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持し、次いで室温まで冷却する連続焼鈍を施す製造方法である。
本発明である高強度鋼板の製造方法は、上記の成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取った後、冷間圧延を施し、次いで、５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度を５℃／ｓ以上として、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度に加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から４００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、その後さらに冷却して１５０〜３５０℃の温度で冷却を停止し、該温度で２〜１０秒保持した後、前記した条件１〜３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持し、次いで室温まで冷却する連続焼鈍を施す製造方法である。
本発明において、鋼スラブの製造方法は特に限定しない。鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。
次いで、鋼スラブに熱間圧延を施し、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取る。本発明において、熱間圧延の条件は、特に限定する必要はない。熱間圧延では、鋼スラブに粗圧延を施し、次いで仕上げ圧延を施す。鋼スラブを熱間圧延するに際しては、鋼スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を施してもよいし、鋼スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を施すこともできる。あるいはわずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。なお、鋼スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止したりするため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。また、鋼スラブの加熱温度を低くした場合であっても、仕上げ圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延を施された被圧延材であるシートバー（粗バーともいう）を加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。仕上げ圧延は、鋼板の機械的特性の異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０〜０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
上記のように、鋼スラブに熱間圧延を施して鋼板の形状とした後、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取る。
巻取り温度は鋼板形状の安定化のため、３００℃以上とする。また、巻取り温度は粒界酸化による表面欠陥抑制のため、６５０℃以下とする。
巻取り温度は鋼板形状の安定化のため、３００℃以上とする。また、巻取り温度は粒界酸化による表面欠陥抑制のため、６５０℃以下とする。
上記のようにして得た鋼板（熱延板）は、特に限定するものではないが、表面に生成したスケールを除去するため、酸洗を施すことが好ましい。酸洗の条件は、特に限定する必要は無く、常法に従って行うことができる。
上記のように、熱間圧延後巻取り、さらに好ましくは、酸洗を施された鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延の条件は特に限定する必要は無く、常法に従って行うことができる。なお、連続焼鈍における未再結晶抑制のため、冷間圧下率は、２０％以上とすることが好ましい。
冷間圧延を施された鋼板（冷延板）に、連続焼鈍を施す。本発明の高強度鋼板の製造方法は、特に連続焼鈍の条件に大きな特徴がある。以下に、本発明の高強度鋼板の製造方法における、連続焼鈍条件の限定理由について説明する。
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度：５℃／ｓ以上
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度が５℃／ｓ未満では、焼鈍中のオーステナイトが粗大になり、得られる鋼板の加工性が低下する。したがって、５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度は５℃／ｓ以上とする。なお、該平均加熱速度の上限は、特に定める必要は無いが、鋼板温度の均一化のため、５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度が５℃／ｓ未満では、焼鈍中のオーステナイトが粗大になり、得られる鋼板の加工性が低下する。したがって、５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度は５℃／ｓ以上とする。なお、該平均加熱速度の上限は、特に定める必要は無いが、鋼板温度の均一化のため、５０℃／ｓ以下とすることが好ましい。
焼鈍温度：（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃
前記加熱速度での加熱に引き続き、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度（焼鈍温度）に加熱する。なお、Ａｃ１温度から焼鈍温度までの加熱速度は、特に限定する必要はない。好ましくは、Ａｃ１温度から焼鈍温度までの加熱速度は２０℃／ｓ以下とする。
焼鈍温度が（Ａｃ３−２０）℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、焼鈍温度は（Ａｃ３−２０）℃以上とする。好ましくは、焼鈍温度は（Ａｃ３−１０）℃以上であり、より好ましくは、Ａｃ３温度以上である。一方、焼鈍温度が１０００℃を超えると、設備の劣化を招いたり、製造チャンスに制約を受けたりする等、生産性を阻害する場合がある。また、オーステナイトの粗大化が顕著になり、加工性の低下を招く場合もある。よって、焼鈍温度は１０００℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度は９５０℃以下であり、より好ましくは９００℃以下である。したがって、焼鈍温度は（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃とし、好ましくは（Ａｃ３−１０）℃〜９５０℃、より好ましくはＡｃ３〜９００℃とする。なお、Ａｃ３温度は以下の式から求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］＋１９８×［Ａｌ］＋３２×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｎｉ］＋１０４×［Ｖ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ａｌ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
前記加熱速度での加熱に引き続き、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度（焼鈍温度）に加熱する。なお、Ａｃ１温度から焼鈍温度までの加熱速度は、特に限定する必要はない。好ましくは、Ａｃ１温度から焼鈍温度までの加熱速度は２０℃／ｓ以下とする。
焼鈍温度が（Ａｃ３−２０）℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、焼鈍温度は（Ａｃ３−２０）℃以上とする。好ましくは、焼鈍温度は（Ａｃ３−１０）℃以上であり、より好ましくは、Ａｃ３温度以上である。一方、焼鈍温度が１０００℃を超えると、設備の劣化を招いたり、製造チャンスに制約を受けたりする等、生産性を阻害する場合がある。また、オーステナイトの粗大化が顕著になり、加工性の低下を招く場合もある。よって、焼鈍温度は１０００℃以下とする。好ましくは、焼鈍温度は９５０℃以下であり、より好ましくは９００℃以下である。したがって、焼鈍温度は（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃とし、好ましくは（Ａｃ３−１０）℃〜９５０℃、より好ましくはＡｃ３〜９００℃とする。なお、Ａｃ３温度は以下の式から求めることができる。
Ａｃ３（℃）＝９１０−２０３×［Ｃ］１／２＋４４．７×［Ｓｉ］−３０×［Ｍｎ］−１１×［Ｃｒ］＋１９８×［Ａｌ］＋３２×［Ｍｏ］−２０×［Ｃｕ］−１５×［Ｎｉ］＋１０４×［Ｖ］
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］、［Ｃｒ］、［Ａｌ］、［Ｍｏ］、［Ｃｕ］、［Ｎｉ］および［Ｖ］は、鋼中の各元素の含有量（質量％）である。
焼鈍温度での保持時間：１０秒以上
上記した（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度である焼鈍温度での保持時間が１０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分なり、過剰なフェライトが生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。このため、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上とする。好ましくは、該保持時間は３０秒以上である。一方、該保持時間が１０００秒を超えると設備の劣化を招く等の問題となる場合がある。よって、該保持時間は１０００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは６００秒以下である。
上記した（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度である焼鈍温度での保持時間が１０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分なり、過剰なフェライトが生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。このため、焼鈍温度での保持時間は１０秒以上とする。好ましくは、該保持時間は３０秒以上である。一方、該保持時間が１０００秒を超えると設備の劣化を招く等の問題となる場合がある。よって、該保持時間は１０００秒以下とすることが好ましく、より好ましくは６００秒以下である。
７５０℃から４００℃までの平均冷却速度：５℃／ｓ以上
７５０℃から４００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトが過度に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。したがって、該平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。なお、該平均冷却速度の上限は、特に定める必要は無いが、鋼板温度の均一化のため、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
７５０℃から４００℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトが過度に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。したがって、該平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。なお、該平均冷却速度の上限は、特に定める必要は無いが、鋼板温度の均一化のため、１００℃／ｓ以下とすることが好ましい。
冷却停止温度：１５０〜３５０℃
前記冷却速度での冷却の後、さらに１５０〜３５０℃の温度（冷却停止温度）に冷却して冷却を停止する。なお、４００℃から冷却停止温度までの冷却速度は、特に限定する必要はない。好ましくは、４００℃から冷却停止温度までの冷却速度は、１℃／ｓ以上とする。冷却停止温度は、１５０℃未満では低温変態相が過剰に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、冷却停止温度は１５０℃以上とする。好ましくは、１８０℃以上である。一方、冷却停止温度が３５０℃超では、マルテンサイトが過剰に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、冷却停止温度は３５０℃以下とする。好ましくは、３３０℃以下である。したがって、冷却停止温度は、１５０〜３５０℃とし、好ましくは１８０〜３３０℃とする。
前記冷却速度での冷却の後、さらに１５０〜３５０℃の温度（冷却停止温度）に冷却して冷却を停止する。なお、４００℃から冷却停止温度までの冷却速度は、特に限定する必要はない。好ましくは、４００℃から冷却停止温度までの冷却速度は、１℃／ｓ以上とする。冷却停止温度は、１５０℃未満では低温変態相が過剰に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、冷却停止温度は１５０℃以上とする。好ましくは、１８０℃以上である。一方、冷却停止温度が３５０℃超では、マルテンサイトが過剰に生成して、製造後の鋼板において、上記したミクロ組織が得られない。よって、冷却停止温度は３５０℃以下とする。好ましくは、３３０℃以下である。したがって、冷却停止温度は、１５０〜３５０℃とし、好ましくは１８０〜３３０℃とする。
冷却停止温度での保持時間：２〜１０秒
上記した冷却停止温度での保持時間が２秒未満では、低温変態相の生成が不十分となり、鋼板組織の分布状態が面内で不均一となり、加工性、特に伸びフランジ性にばらつきを生じる。よって、冷却停止温度での保持時間は２秒以上とする。一方、該保持時間が１０秒を超えても効果は飽和する。よって、冷却停止温度での保持時間は１０秒以下とする。したがって、冷却停止温度での保持時間は２〜１０秒とする。
上記した冷却停止温度での保持時間が２秒未満では、低温変態相の生成が不十分となり、鋼板組織の分布状態が面内で不均一となり、加工性、特に伸びフランジ性にばらつきを生じる。よって、冷却停止温度での保持時間は２秒以上とする。一方、該保持時間が１０秒を超えても効果は飽和する。よって、冷却停止温度での保持時間は１０秒以下とする。したがって、冷却停止温度での保持時間は２〜１０秒とする。
下記条件１〜条件３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持後、室温まで冷却
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒
再加熱温度の温度範囲は、３５０℃超６００℃以下とする。本発明では、加工性確保に必要な鋼板組織を得るため、再加熱温度は３５０℃超とする必要がある。一方、鋼板の過度な軟化および加工性低下を抑制するため、再加熱温度は６００℃以下とする。本発明では、このような再加熱温度の条件を、条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃と３つの条件に分けて、各々の条件において保持時間の上限を定める。本発明では、このように、再加熱温度に加熱後の保持時間を極力短くすることで製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成する。なお、加熱方法は特に指定しないが、インダクションヒーター等加熱速度が５０℃／ｓ以上となる加熱方式が好ましい。
以下、各条件別に保持時間の限定理由を説明する。
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒
再加熱温度の温度範囲は、３５０℃超６００℃以下とする。本発明では、加工性確保に必要な鋼板組織を得るため、再加熱温度は３５０℃超とする必要がある。一方、鋼板の過度な軟化および加工性低下を抑制するため、再加熱温度は６００℃以下とする。本発明では、このような再加熱温度の条件を、条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃と３つの条件に分けて、各々の条件において保持時間の上限を定める。本発明では、このように、再加熱温度に加熱後の保持時間を極力短くすることで製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成する。なお、加熱方法は特に指定しないが、インダクションヒーター等加熱速度が５０℃／ｓ以上となる加熱方式が好ましい。
以下、各条件別に保持時間の限定理由を説明する。
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
再加熱温度が３５０℃超、４００℃以下の場合、保持時間が５秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が３５０℃超、４００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は５秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
再加熱温度が３５０℃超、４００℃以下の場合、保持時間が５秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が３５０℃超、４００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は５秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
再加熱温度が４００℃超、５００℃以下の場合、保持時間が２秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が４００℃超、５００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は２秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
再加熱温度が４００℃超、５００℃以下の場合、保持時間が２秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が４００℃超、５００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は２秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒
再加熱温度が５００℃超、６００℃以下の場合、保持時間が１秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が５００℃超、６００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は１秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
再加熱温度が５００℃超、６００℃以下の場合、保持時間が１秒以上では、炭化物の粗大化等によって曲げ性等の鋼板の加工性が劣化する場合があるとともに、製造ラインのコンパクト化やエネルギー省力化を達成することが困難となる。よって、再加熱温度が５００℃超、６００℃以下の場合、再加熱温度での保持時間は１秒未満とする。該保持時間は、温度の安定制御のため、好ましくは、０．１秒以上である。
上記の条件で再加熱温度に加熱して保持後は、室温まで冷却する。冷却の条件は、特に限定する必要はないが、室温までの冷却は５０℃／ｓ以上が好ましい。
めっき処理を施す場合、再加熱後では条件１〜３を満たすことが困難になるため、７５０℃から４００℃へ冷却する間にめっき処理を施すことが好ましい。また、めっきの合金化処理を施す場合、前記めっき処理の後、４００℃に冷却する間においてめっきの合金化処理を施すことが好ましい。めっき処理は、めっき種により適正に行えばよいが、例えば、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに亜鉛めっきを合金化する際は４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。めっき種が亜鉛めっきの場合はＡｌ量が０．０８〜０．２５％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
上記のようにして得た連続焼鈍後あるいはめっき後の高強度鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に調質圧延を行うことができる。ただし、調質圧延の圧下率（調圧率）が０．５％を超えると表層硬化により曲げ性が劣化等の加工性の低下を招く場合があるため、調質圧延を施す場合は、調圧率は０．５％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。また、本発明の製造方法により得た鋼板には、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。なお、表１中、Ｎは不可避的不純物である。これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後、粗圧延および仕上げ圧延からなる熱間圧延を施した後、表２に示す巻取り温度で巻き取り、熱延板を得た。次いで、得られた熱延板を１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板とし、連続焼鈍に供した。連続焼鈍は連続焼鈍ライン、連続溶融亜鉛めっきライン相当を模擬して、実験室にて、表２に示す条件で行い、冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板である高強度鋼板Ｎｏ．１〜３１を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は焼鈍後４００℃に冷却する間に、４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５〜４５ｇ／ｍ２の亜鉛めっきを鋼板表面に形成させることで作製した。また一部は、めっき形成後４００℃に冷却する間において、５５０℃で２０秒保持して合金化処理を行うことで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。また、一部は、比較として、再加熱保持後に引き続き溶融亜鉛めっきを施し、めっき形成後合金化処理を行い、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を作製した。そして、得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板に調圧率０．３％のスキンパス圧延（調質圧延）を施した後、以下のように、引張試験、穴広げ試験、曲げ試験を行った。また、前記の方法により、鋼板のミクロ組織を観察し、フェライトの面積率（Ｖ（Ｆ））、マルテンサイトの面積率（Ｖ（Ｍ））、残留オーステナイトの面積率（Ｖ（γ））を求め、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトの面積率の合計であるマルテンサイトを除く低温変態相の面積率（Ｖ（Ｌ））を求めた。得られた結果を表３に示す。
引張試験
圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０−３／ｓとするＪＩＳＺ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）および均一伸び（ＵＥＬ）を求めた。なお、ＹＳは０．２％耐力とした。
圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ Ｚ２２０１）を採取し、歪速度を１０−３／ｓとするＪＩＳＺ ２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強度（ＹＳ）、引張り強度（ＴＳ）および均一伸び（ＵＥＬ）を求めた。なお、ＹＳは０．２％耐力とした。
穴広げ試験
１５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ１００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を３回行って平均の穴拡げ率λ（％）を求め、伸びフランジ性を評価した。なお、ここで、穴広げ率のばらつきを求めて、伸びフランジ性の安定性を評価した。鋼板の材質の安定性については、３回の穴広げ試験で求めた穴広げ率の標準偏差σが５以下のものを、材質安定性に優れると評価できる。
１５０ｍｍ×１５０ｍｍの試験片を採取し、ＪＦＳＴ１００１（鉄連規格）に準拠して穴拡げ試験を３回行って平均の穴拡げ率λ（％）を求め、伸びフランジ性を評価した。なお、ここで、穴広げ率のばらつきを求めて、伸びフランジ性の安定性を評価した。鋼板の材質の安定性については、３回の穴広げ試験で求めた穴広げ率の標準偏差σが５以下のものを、材質安定性に優れると評価できる。
曲げ試験
圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３５ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重を１０ｔｏｎ、押付け保持時間を５秒として、押し込みポンチ半径を変えて９０゜Ｖ曲げ試験を行い、Ｖ曲げ後の頂点を目視観察して、亀裂が認められなくなる押込みポンチ半径を限界曲げ半径とした。なお、押し込みポンチ半径は、７．０ｍｍから、０．５ｍｍのピッチで小さくして、押し込みポンチ半径を変えた。
圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３５ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重を１０ｔｏｎ、押付け保持時間を５秒として、押し込みポンチ半径を変えて９０゜Ｖ曲げ試験を行い、Ｖ曲げ後の頂点を目視観察して、亀裂が認められなくなる押込みポンチ半径を限界曲げ半径とした。なお、押し込みポンチ半径は、７．０ｍｍから、０．５ｍｍのピッチで小さくして、押し込みポンチ半径を変えた。
表３より、本発明例では、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上と加工性に優れており、ＴＳが９８０ＭＰａ以上であり、本発明の製造方法により、加工性に優れる高強度鋼板を得られることがわかる。また、本発明例では、穴広げ率の標準偏差が５以下であり、本発明の製造方法によれば、伸びフランジ性の安定性にも優れた高強度鋼板を得られることが判る。また、本発明例では、再加熱保持時間が５秒未満と短く、また、高温ほど短時間化するため、本発明の高強度鋼板の製造方法は、コンパクトラインに対応可能でエネルギーコストが小さい製造方法であることが確認できた。
本発明によれば、ＴＳが９８０ＭＰａ以上の加工性に優れた高強度鋼板を高い生産性で得ることができる。本発明の高強度鋼板を自動車用部品用途に使用すると、自動車の軽量化およびコスト削減に寄与し、自動車車体の高性能化の加速に大きく寄与することができる。
Claims (7)
- 質量％で、Ｃ：０．１０〜０．３５％、Ｓｉ：０．５０〜３．００％、Ｍｎ：１．５〜４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０〜１．５００％を含み、Ｓｉ＋Ａｌ：０．５１〜３．０１％であり、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有する鋼スラブに、熱間圧延を施し、巻取り温度：３００〜６５０℃で巻き取った後、冷間圧延を施し、次いで、連続焼鈍を施して、
鋼組織が、面積率で２〜３０％の残留オーステナイトと、
面積率の合計で６５〜９５％の、ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、焼戻しベイナイトから選ばれる少なくとも１種と、
面積率で０〜５％のフェライトと、
面積率で０〜１０％のマルテンサイトからなる鋼板とする高強度鋼板の製造方法であって、
前記連続焼鈍を、
５００℃からＡｃ１温度までの平均加熱速度を５℃／ｓ以上として、（Ａｃ３−２０）℃〜１０００℃の温度に加熱し、１０秒以上保持した後、７５０℃から４００℃までの平均冷却速度を５℃／ｓ以上として冷却し、その後さらに冷却して１５０〜３５０℃の温度で冷却を停止し、該温度で２〜１０秒保持した後、下記条件１〜条件３のいずれかの条件で３５０℃超え６００℃以下の再加熱温度に加熱して保持し、次いで室温まで冷却する連続焼鈍とすることを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である高強度鋼板の製造方法；
条件１：３５０℃＜再加熱温度≦４００℃、保持時間＜５秒
条件２：４００℃＜再加熱温度≦５００℃、保持時間＜２秒
条件３：５００℃＜再加熱温度≦６００℃、保持時間＜１秒。 - 前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００５〜２．０００％、Ｍｏ：０．００５〜２．０００％、Ｖ：０．００５〜２．０００％、Ｎｉ：０．００５〜２．０００％、Ｃｕ：０．００５〜２．０００％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項１に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５〜０．５００％、Ｎｂ：０．００５〜０．５００％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項１または２に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２〜０．００５０％を含有することを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記鋼スラブが、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１〜０．００５％、ＲＥＭ：０．００１〜０．００５％から選ばれる少なくとも１種を含有することを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項１〜４のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記連続焼鈍において、７５０℃から４００℃に冷却する間にめっき処理を施すことを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項１〜５のいずれか１項に記載の高強度鋼板の製造方法。
- 前記めっき処理の後、４００℃に冷却する間において、めっきの合金化処理を施すことを特徴とする、限界曲げ半径が３．５ｍｍ以下、穴広げ率が３０％以上、ＴＳ×均一伸び（ＵＥＬ）が１１０００ＭＰａ・％以上である請求項６に記載の高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014108994A JP6179461B2 (ja) | 2014-05-27 | 2014-05-27 | 高強度鋼板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2014108994A JP6179461B2 (ja) | 2014-05-27 | 2014-05-27 | 高強度鋼板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2015224359A JP2015224359A (ja) | 2015-12-14 |
| JP6179461B2 true JP6179461B2 (ja) | 2017-08-16 |
Family
ID=54841366
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2014108994A Active JP6179461B2 (ja) | 2014-05-27 | 2014-05-27 | 高強度鋼板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP6179461B2 (ja) |
Families Citing this family (26)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2016001708A1 (en) | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet |
| WO2017109539A1 (en) * | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet |
| EP3415655B1 (en) * | 2016-02-10 | 2020-11-25 | JFE Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing same |
| KR102119333B1 (ko) * | 2016-02-10 | 2020-06-04 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 강판 및 그 제조 방법 |
| WO2017208763A1 (ja) * | 2016-05-30 | 2017-12-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6875914B2 (ja) * | 2016-05-30 | 2021-05-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6762797B2 (ja) * | 2016-08-03 | 2020-09-30 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| CN108018484B (zh) | 2016-10-31 | 2020-01-31 | 宝山钢铁股份有限公司 | 抗拉强度1500MPa以上成形性优良的冷轧高强钢及其制造方法 |
| WO2018115933A1 (en) * | 2016-12-21 | 2018-06-28 | Arcelormittal | High-strength cold rolled steel sheet having high formability and a method of manufacturing thereof |
| JP6860420B2 (ja) * | 2017-05-24 | 2021-04-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP6849536B2 (ja) | 2017-05-31 | 2021-03-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| EP4043603A1 (de) * | 2017-09-28 | 2022-08-17 | ThyssenKrupp Steel Europe AG | Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
| CN108018485B (zh) * | 2017-10-24 | 2019-11-29 | 北京首钢股份有限公司 | 生产退火板的方法 |
| JP7047517B2 (ja) * | 2018-03-22 | 2022-04-05 | 日本製鉄株式会社 | 高張力鋼板用スラブの冷却方法、高張力熱延鋼板の製造方法、高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| MX2021005866A (es) * | 2018-11-30 | 2021-07-16 | Arcelormittal | Hoja de acero recocido laminado en frio con una alta proporcion de expansion de agujero y proceso de fabricacion de la misma. |
| KR102497571B1 (ko) * | 2019-01-18 | 2023-02-08 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
| CN110592347B (zh) * | 2019-09-02 | 2021-09-10 | 河钢股份有限公司承德分公司 | 热轧在线热处理1200MPa级复相钢卷板的生产方法 |
| KR102321288B1 (ko) * | 2019-12-18 | 2021-11-03 | 주식회사 포스코 | 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법 |
| CN111270161B (zh) * | 2020-03-25 | 2021-06-15 | 武汉钢铁有限公司 | 一种抗拉强度≥1000MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法 |
| CN111270160B (zh) * | 2020-03-25 | 2021-06-15 | 武汉钢铁有限公司 | 一种抗拉强度≥1200MPa的高延伸率热轧组织调控钢及生产方法 |
| MX2023004291A (es) * | 2020-10-13 | 2023-05-03 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero laminada en frio de alta resistencia, lamina de acero recubierta o chapada de alta resistencia, metodo para producir lamina de acero laminada en frio de alta resistencia, metodo para producir lamina de acero recubierta o chapada de alta resistencia y pieza automotriz. |
| CN112458360B (zh) * | 2020-10-27 | 2022-03-15 | 武汉钢铁有限公司 | 一种具有低残余应力的桥梁u肋用热连轧板的生产方法 |
| WO2024070890A1 (ja) * | 2022-09-30 | 2024-04-04 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 鋼板、部材およびそれらの製造方法 |
| KR20250050974A (ko) * | 2022-09-30 | 2025-04-15 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법 |
| CN117089779B (zh) * | 2023-07-28 | 2025-12-12 | 中国重汽集团济南动力有限公司 | 一种重型卡车用驾驶室翻转支架的制备工艺 |
| CN117925963B (zh) * | 2023-12-14 | 2024-12-03 | 华北理工大学 | 一种超高强塑性超细贝氏体精轧螺纹钢及其制备方法 |
Family Cites Families (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP3287270B2 (ja) * | 1997-06-05 | 2002-06-04 | 日本鋼管株式会社 | 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4188581B2 (ja) * | 2001-01-31 | 2008-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP4188582B2 (ja) * | 2001-02-09 | 2008-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| 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 |
| JP4688782B2 (ja) * | 2006-12-11 | 2011-05-25 | 株式会社神戸製鋼所 | 焼付硬化用高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5418047B2 (ja) * | 2008-09-10 | 2014-02-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP5287770B2 (ja) * | 2010-03-09 | 2013-09-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2014
- 2014-05-27 JP JP2014108994A patent/JP6179461B2/ja active Active
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2015224359A (ja) | 2015-12-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP6179461B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| JP5493986B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| CN104508163B (zh) | 成形性及定形性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法 | |
| JP6052471B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5402007B2 (ja) | 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 | |
| JP5971434B2 (ja) | 伸びフランジ性、伸びフランジ性の面内安定性および曲げ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 | |
| CA2762935C (en) | High-strength galvannealed steel sheet having excellent formability and fatigue resistance and method for manufacturing the same | |
| JP5821260B2 (ja) | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 | |
| JP5862651B2 (ja) | 耐衝撃性および曲げ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 | |
| JP5924332B2 (ja) | 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 | |
| JP5994356B2 (ja) | 形状凍結性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法 | |
| JP5967318B1 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6079726B2 (ja) | 高強度鋼板の製造方法 | |
| WO2013114850A1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2010248565A (ja) | 伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP6947327B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| WO2013160928A1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5256690B2 (ja) | 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| WO2017168957A1 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| WO2011090180A1 (ja) | 材質安定性と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 | |
| JP5256689B2 (ja) | 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 | |
| JP2013241636A (ja) | 低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、低降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP5853884B2 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5842748B2 (ja) | 冷延鋼板およびその製造方法 | |
| JP5678695B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20151221 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20161031 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20161206 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20170106 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20170620 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20170703 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 6179461 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |