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WO2018138791A1 - 鋼板 - Google Patents

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WO2018138791A1
WO2018138791A1 PCT/JP2017/002472 JP2017002472W WO2018138791A1 WO 2018138791 A1 WO2018138791 A1 WO 2018138791A1 JP 2017002472 W JP2017002472 W JP 2017002472W WO 2018138791 A1 WO2018138791 A1 WO 2018138791A1
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WO
WIPO (PCT)
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less
content
area fraction
bainite
steel sheet
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.)
Ceased
Application number
PCT/JP2017/002472
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
克哉 中野
邦夫 林
由梨 戸田
栄作 桜田
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
Priority to PCT/JP2017/002472 priority Critical patent/WO2018138791A1/ja
Priority to US16/335,446 priority patent/US11572610B2/en
Priority to EP17894311.4A priority patent/EP3514252B1/en
Priority to KR1020197009435A priority patent/KR102222760B1/ko
Priority to CN201780078951.2A priority patent/CN110088322B/zh
Priority to JP2017527395A priority patent/JP6187730B1/ja
Priority to MX2019007660A priority patent/MX2019007660A/es
Priority to BR112019005890A priority patent/BR112019005890A2/pt
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    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a steel plate suitable for automobile parts.
  • Patent Documents 1 to 3 Techniques aimed at achieving both improvement in strength and improvement in moldability have been proposed (Patent Documents 1 to 3), but sufficient characteristics cannot be obtained by these techniques.
  • An object of the present invention is to provide a steel sheet having high strength and capable of obtaining excellent elongation and hole expansibility.
  • the present inventors have intensively studied to solve the above problems.
  • the metal structure contains granular bainite in an area fraction of 5% or more, and the area fraction of upper bainite, lower bainite, tempered martensite, retained austenite and pearlite in total. It became clear that it was important to make it 5% or less. Since the upper bainite and the lower bainite are mainly composed of bainitic ferrite having a high dislocation density and hard cementite, they are inferior in elongation.
  • granular bainite is mainly composed of bainitic ferrite having a low dislocation density and contains almost no hard cementite, so it is harder than ferrite and softer than upper bainite and lower bainite. Accordingly, the granular bainite exhibits an elongation superior to that of the upper bainite and the lower bainite. Since granular bainite is harder than ferrite and softer than martensite, it suppresses the generation of voids from the interface between ferrite and martensite during hole expansion.
  • the inventor of the present application has come up with the following aspects of the invention as a result of further intensive studies based on such knowledge.
  • Nb 0.005% to 0.30%
  • Ti 0.005% to 0.30%
  • V 0.005% to 0.50%
  • B The steel sheet according to any one of (1) to (3), wherein 0.0001% to 0.01% is satisfied.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, cold rolling, annealing, and the like of the steel. Therefore, the metal structure of the steel sheet takes into account not only the characteristics of the steel sheet but also the phase transformation in these treatments.
  • the steel plate according to the present embodiment has an area fraction of ferrite: 50% to 95%, granular bainite: 5% to 48%, martensite: 2% to 30%, upper bainite, lower bainite, tempered martensite, Residual austenite and pearlite: have a metal structure represented by 5% or less in total.
  • ferrite 50% to 95%) Since ferrite is a soft structure, it is easily deformed and contributes to improvement in elongation. Ferrite also contributes to the phase transformation from austenite to granular bainite. If the area fraction of ferrite is less than 50%, sufficient granular bainite cannot be obtained. Therefore, the area fraction of ferrite is 50% or more, preferably 60% or more. On the other hand, if the area fraction of ferrite exceeds 95%, sufficient tensile strength cannot be obtained. Therefore, the area fraction of ferrite is 95% or less, preferably 90% or less.
  • Granular bainite is mainly composed of bainitic ferrite having a dislocation density on the order of about 10 13 m / m 3, and hardly contains hard cementite, so it is harder than ferrite and softer than upper bainite and lower bainite. Accordingly, the granular bainite exhibits an elongation superior to that of the upper bainite and the lower bainite. Since granular bainite is harder than ferrite and softer than martensite, it suppresses the generation of voids from the interface between ferrite and martensite during hole expansion. If the area fraction of granular bainite is less than 5%, these effects cannot be sufficiently obtained.
  • the area fraction of granular bainite is 5% or more, preferably 10% or more.
  • the area fraction of granular bainite exceeds 48%, the area fraction of ferrite and / or martensite is inevitably insufficient. Therefore, the area fraction of granular bainite is 48% or less, preferably 30% or less.
  • Martensite is a hard structure with a high dislocation density, which contributes to an improvement in tensile strength.
  • the area fraction of martensite is less than 2%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 590 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the area fraction of martensite is 2% or more, preferably 5% or more.
  • the area fraction of martensite exceeds 30%, sufficient elongation and hole expandability cannot be obtained. Accordingly, the area fraction of martensite is 30% or less, preferably 20% or less.
  • Upper bainite and lower bainite are mainly composed of bainitic ferrite and hard cementite having a dislocation density as high as about 1.0 ⁇ 10 14 m / m 3 , and the upper bainite may further contain residual austenite.
  • Tempered martensite contains hard cementite. The dislocation density of upper bainite, lower bainite and tempered martensite is high. For this reason, upper bainite, lower bainite, and tempered martensite reduce elongation.
  • Residual austenite is transformed into martensite by deformation-induced transformation during deformation, and the hole expandability is significantly deteriorated. Since pearlite contains hard cementite, it becomes a starting point for voids during hole expansion. Therefore, the lower the area fraction of upper bainite, lower bainite, tempered martensite, retained austenite and pearlite, the better. In particular, when the total area fraction of upper bainite, lower bainite, tempered martensite, retained austenite and pearlite exceeds 5% in total, the elongation or hole expansibility, or both of these are significantly reduced.
  • the total area fraction of upper bainite, lower bainite, tempered martensite, retained austenite, and pearlite is 5% or less in total.
  • the area fraction of retained austenite does not include the area fraction of retained austenite contained in the upper bainite.
  • the identification of ferrite, granular bainite, martensite, upper bainite, lower bainite, tempered martensite, retained austenite and pearlite and area fraction can be performed by, for example, electron backscattering diffraction (EBSD) method, X
  • EBSD electron backscattering diffraction
  • X The measurement can be performed by line measurement or scanning electron microscope (SEM) observation.
  • SEM scanning electron microscope
  • the metal structure of a steel plate can be represented by a metal structure in a region whose depth from the surface is about 1/4 of the thickness of the steel plate. For example, if the thickness of the steel plate is 1.2 mm, it can be represented by a metal structure in a region having a depth from the surface of about 0.3 mm.
  • the area fraction of ferrite can be specified using, for example, an electronic channeling contrast image obtained by SEM observation.
  • the electron channeling contrast image represents the difference in crystal orientation in the crystal grains as a difference in contrast, and the portion where the contrast is uniform in the electron channeling contrast image is ferrite.
  • a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate is set as the observation target.
  • the area fraction of retained austenite can be specified by, for example, X-ray measurement.
  • X-ray measurement for example, a portion from the surface of the steel plate to 1 ⁇ 4 of the thickness of the steel plate is removed by mechanical polishing and chemical polishing, and MoK ⁇ rays are used as characteristic X-rays.
  • MoK ⁇ rays are used as characteristic X-rays.
  • the area fraction of martensite can be identified by, for example, field emission-scanning electron microscope (FE-SEM) observation and X-ray measurement.
  • FE-SEM field emission-scanning electron microscope
  • X-ray measurement a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate is an observation object, and a repelling liquid is used for corrosion. Since the structures that are not corroded by the repellent liquid are martensite and retained austenite, martensite is obtained by subtracting the area fraction S ⁇ of the retained austenite specified by the X-ray measurement from the area fraction of the area not corroded by the repellent liquid.
  • the area fraction can be specified.
  • the area fraction of martensite can be specified using, for example, an electronic channeling contrast image obtained by SEM observation. In an electronic channeling contrast image, a region having a high dislocation density and a substructure such as a block or a packet in a grain is martensite.
  • Upper bainite, lower bainite and tempered martensite can be identified by, for example, FE-SEM observation. In this method, for example, a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate is an observation object, and a Nital reagent is used for corrosion. And based on the position and variant of cementite, upper bainite, lower bainite, and tempered martensite are identified as described below.
  • the upper bainite contains cementite or residual austenite at the interface of the lath-like bainitic ferrite.
  • the lower bainite contains cementite inside the lath-shaped bainitic ferrite.
  • Tempered martensite contains cementite inside the martensite lath. Since there are two or more crystal orientation relationships between martensite and cementite, cementite contained in tempered martensite has a plurality of variants. Upper bainite, lower bainite and tempered martensite can be identified based on the position and variant of such cementite, and the area fraction of these can be specified.
  • Perlite can be identified, for example, by observation with an optical microscope, and its area fraction can be specified. In this method, for example, a region where the depth from the surface of the steel plate is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel plate is an observation object, and a Nital reagent is used for corrosion. A region showing dark contrast in observation with an optical microscope is perlite.
  • Granular bainite is indistinguishable from ferrite either by a conventional corrosion method or by secondary electron image observation using a scanning electron microscope.
  • the present inventors have found that granular bainite has a minute crystal orientation difference in the grains. Therefore, it can be distinguished from ferrite by detecting a minute crystal orientation difference within the grain.
  • a specific method for specifying the area fraction of granular bainite will be described. In this method, an area where the depth from the surface of the steel sheet is 1/8 to 3/8 of the thickness of the steel sheet is measured, and the crystal orientation of a plurality of locations (pixels) in this area is determined by the EBSD method.
  • GAM grain average misorientation
  • the value obtained by subtracting the total area fraction of upper bainite, lower bainite, tempered martensite, pearlite and martensite from the area fraction of the region where the GAM value is 0.5 ° or more is the area fraction of granular bainite. Rate.
  • the chemical composition of the steel plate and the slab used for manufacturing the steel plate according to the embodiment of the present invention will be described.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention is manufactured through hot rolling, cold rolling, annealing, and the like of a slab. Therefore, the chemical composition of the steel plate and slab takes into account not only the properties of the steel plate but also these treatments.
  • “%”, which is a unit of content of each element contained in the steel plate and slab, means “mass%” unless otherwise specified.
  • the steel sheet according to the present embodiment is, in mass%, C: 0.05% to 0.1%, P: 0.04% or less, S: 0.01% or less, N: 0.01% or less, O: 0.006% or less, Si and Al: 0.20% to 2.50% in total, Mn and Cr: 1.0% to 3.0% in total, Mo: 0.00% to 1.00%, Ni: 0.00% to 1.00%, Cu: 0.00% to 1.00%, Nb: 0.000% to 0.30%, Ti: 0.000% to 0.30%, V: 0.000% to 0.50%, B: 0.0000% to 0.01%, Ca: 0.0000% to 0.04%, Mg: 0.0000% to 0.04%, REM (rare earth metal) : Rare earth metal): 0.0000% to 0.04%, and the remainder: chemical composition represented by Fe and impurities.
  • the impurities include those contained in raw materials such as ore and scrap and those contained in the manufacturing process.
  • C (C: 0.05% to 0.1%) C contributes to an improvement in tensile strength.
  • the C content is less than 0.05%, sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 590 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the C content is 0.05% or more, preferably 0.06% or more.
  • the C content is 0.1% or less, preferably 0.09% or less.
  • P is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • P reduces hole expansibility, segregates in the center of the plate thickness direction of the steel sheet, reduces toughness, and embrittles the weld. Therefore, the lower the P content, the better.
  • the P content is 0.04% or less, preferably 0.01% or less. Reduction of the P content requires a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, the P content may be 0.0001% or more.
  • S is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • S decreases weldability, decreases manufacturability during casting and hot rolling, and forms coarse MnS to decrease hole expandability. Therefore, the lower the S content, the better.
  • the S content is 0.01% or less, preferably 0.005% or less. Reduction of the S content takes a cost, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0001%, the cost increases remarkably. For this reason, S content may be 0.0001% or more.
  • N is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • N forms coarse nitrides, and the coarse nitrides reduce bendability and hole expandability, or generate blowholes during welding. Therefore, the lower the N content, the better.
  • the N content exceeds 0.01%, the hole expandability is significantly reduced and blowholes are generated. Therefore, the N content is 0.01% or less, preferably 0.008% or less. Reduction of the N content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost increases remarkably. For this reason, 0.0005% or more of N content may be sufficient.
  • O is not an essential element but is contained as an impurity in steel, for example.
  • O forms a coarse oxide, and the coarse oxide reduces the bendability and hole expandability, or generates blowholes during welding. Therefore, the lower the O content, the better.
  • the O content exceeds 0.006%, the hole expandability is significantly reduced and blowholes are generated. Therefore, the O content is 0.006% or less, preferably 0.005% or less. Reduction of the O content is costly, and if it is attempted to reduce it to less than 0.0005%, the cost increases remarkably. For this reason, the O content may be 0.0005% or more.
  • Si and Al contribute to the formation of granular bainite.
  • Granular bainite is a structure in which a plurality of bainitic ferrites are recovered as dislocations existing at their interfaces to form one lump. For this reason, when cementite exists at the interface of bainitic ferrite, granular bainite does not form there.
  • Si and Al suppress the formation of cementite. When the content of Si and Al is less than 0.20% in total, cementite is excessively generated and granular bainite cannot be obtained sufficiently. Therefore, the total content of Si and Al is 0.20% or more, preferably 0.30% or more.
  • the total content of Si and Al exceeds 2.50%, slab cracking is likely to occur during hot rolling. Therefore, the total content of Si and Al is 2.50% or less, preferably 2.00% or less. Only either Si or Al may be contained, and both Si and Al may be contained.
  • Mn and Cr suppress the ferrite transformation during annealing or plating after cold rolling, and contribute to the improvement of strength. If the total content of Mn and Cr is less than 1.0%, the area fraction of ferrite becomes excessive and sufficient tensile strength, for example, tensile strength of 590 MPa or more cannot be obtained. Therefore, the total content of Mn and Cr is 1.0% or more, preferably 1.5% or more. On the other hand, if the total content of Mn and Cr exceeds 3.0%, the area fraction of ferrite is too small and sufficient elongation cannot be obtained. Therefore, the total content of Mn and Cr is set to 3.0% or less, preferably 2.8% or less. Only either Mn or Cr may be contained, and both Mn and Cr may be contained.
  • Mo, Ni, Cu, Nb, Ti, V, B, Ca, Mg, and REM are not essential elements, but are optional elements that may be appropriately contained in steel plates and steels up to a predetermined amount.
  • Mo, Ni, and Cu suppress the ferrite transformation during annealing or plating after cold rolling, and contribute to the improvement of strength. Therefore, Mo, Ni or Cu or any combination thereof may be contained.
  • the Mo content is 0.01% or more
  • the Ni content is 0.05% or more
  • the Cu content is 0.05% or more.
  • the Mo content exceeds 1.00%, the Ni content exceeds 1.00%, or the Cu content exceeds 1.00%, the area fraction of ferrite is too small. As a result, sufficient elongation cannot be obtained.
  • Mo content, Ni content, and Cu content are all 1.00% or less. That is, Mo: 0.01% to 1.00%, Ni: 0.05% to 1.00%, or Cu: 0.05% to 1.00%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • Nb 0.000% to 0.30%, Ti: 0.000% to 0.30%, V: 0.000% to 0.50%
  • Ti and V increase the grain interface area of austenite and promote ferrite transformation by refining austenite in annealing after cold rolling. Therefore, Ni, Ti or V or any combination thereof may be contained.
  • the Nb content is 0.005% or more
  • the Ti content is 0.005% or more
  • the V content is 0.005% or more.
  • the ferrite area fraction becomes excessive. Therefore, sufficient tensile strength cannot be obtained.
  • the Nb content is 0.30% or less
  • the Ti content is 0.30% or less
  • the V content is 0.50% or less. That is, Nb: 0.005% to 0.30%, Ti: 0.005% to 0.30%, or V: 0.005% to 0.50%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • B (B: 0.0000% to 0.01%) B segregates at the grain boundaries of austenite during annealing after cold rolling and suppresses ferrite transformation. Therefore, B may be contained.
  • the B content is preferably 0.0001% or more. However, if the B content is more than 0.01%, the area fraction of ferrite is so small that sufficient elongation cannot be obtained. For this reason, B content shall be 0.01% or less. That is, it is preferable that B: 0.0001% to 0.01% is satisfied.
  • Ca, Mg, and REM control the form of oxides and sulfides and contribute to the improvement of hole expansibility. Therefore, Ca, Mg, REM, or any combination thereof may be contained. In order to sufficiently obtain this effect, preferably, the Ca content, the Mg content, and the REM content are all 0.0005% or more. However, if the Ca content is more than 0.04%, the Mg content is more than 0.04%, or the REM content is more than 0.04%, a coarse oxide is sufficiently formed. Hole expandability cannot be obtained.
  • Ca content, Mg content, and REM content are all 0.04% or less, preferably 0.01% or less. That is, Ca: 0.0005% to 0.04%, Mg: 0.0005% to 0.04%, or REM: 0.0005% to 0.04%, or any combination thereof may be satisfied. preferable.
  • REM is a general term for a total of 17 elements belonging to the Sc, Y and lanthanoid series, and the content of REM means the total content of these elements.
  • REM is contained in misch metal, for example, and in addition of REM, for example, misch metal is added, or metal REM such as metal La and metal Ce is added.
  • a tensile strength of 590 MPa or more, TS ⁇ EL of 15000 MPa ⁇ % or more (tensile strength ⁇ total elongation), and TS ⁇ ⁇ of 25000 MPa ⁇ % or more (tensile strength ⁇ hole expansion rate) are obtained.
  • TS ⁇ EL tensile strength ⁇ total elongation
  • TS ⁇ ⁇ tensile strength ⁇ hole expansion rate
  • Hot rolling starts at a temperature of 1100 ° C. or higher and ends at a temperature of Ar 3 points or higher.
  • the rolling reduction is 30% or more and 80% or less.
  • the holding temperature is Ac 1 point or more and the holding time is 10 seconds or more.
  • the cooling rate in the temperature range from 700 ° C. to Mf point is 0.5 ° C./second or more and 4 ° C./second or less. To do.
  • hot rolling starts at a temperature of 1100 ° C. or higher.
  • the temperature at which hot rolling is started is, for example, a slab heating temperature.
  • a slab heating temperature for example, a slab obtained by continuous casting or a slab produced by a thin slab caster can be used.
  • the slab may be supplied to a hot rolling facility while being kept at a temperature of 1100 ° C. or higher after casting, or may be heated to a hot rolling facility after being cooled to a temperature of less than 1100 ° C.
  • the hot rolling is finished at a temperature not lower than the Ar 3 point.
  • the rolling load during hot rolling can be relatively reduced.
  • Hot rolling includes rough rolling and finish rolling, and in finish rolling, a plurality of steel plates obtained by rough rolling may be continuously rolled.
  • the winding temperature is 450 ° C. or higher and 650 ° C. or lower.
  • Pickling is performed once or twice or more. By pickling, the oxide on the surface of the hot-rolled steel sheet is removed, and the chemical conversion treatment and plating properties are improved.
  • the rolling reduction of cold rolling is 30% or more, and preferably 50% or more.
  • the rolling reduction of cold rolling exceeds 80%, the rolling load may be excessive, or the recrystallization of ferrite during annealing after cold rolling may be promoted excessively. Therefore, the rolling reduction of cold rolling is 80% or less, and preferably 70% or less.
  • austenite is generated by holding at a temperature of Ac 1 point or higher for 10 seconds or more. Austenite transforms into ferrite, granular bainite or martensite through subsequent cooling. If the holding temperature is less than 1 Ac or the holding time is less than 10 seconds, austenite is not sufficiently generated. Accordingly, the holding temperature is Ac 1 point or more, and the holding time is 10 seconds or more.
  • Granular bainite and martensite can be generated in the temperature range from 700 ° C. to Mf point in cooling after annealing.
  • the granular bainite is a structure in which a plurality of bainitic ferrites are recovered as dislocations existing at their interfaces to form one lump. Such dislocation recovery can be caused in a temperature range of 700 ° C. or lower.
  • the cooling rate in this temperature range exceeds 4 ° C./second, dislocation cannot be sufficiently recovered, and the area fraction of granular bainite may be insufficient. Therefore, the cooling rate in this temperature range is 4 ° C./second or less.
  • the cooling rate in this temperature range is less than 0.5 ° C./second, martensite may not be sufficiently generated. Therefore, the cooling rate in this temperature range is 0.5 ° C./second or more.
  • the steel sheet according to the embodiment of the present invention can be manufactured.
  • the steel sheet may be subjected to a plating treatment such as an electroplating treatment or a vapor deposition plating treatment, and may further be subjected to an alloying treatment after the plating treatment.
  • the steel sheet may be subjected to a surface treatment such as organic film formation, film lamination, organic salt / inorganic salt treatment, or non-chromium treatment.
  • the hot dip galvanizing treatment is performed on the steel plate as the plating treatment, for example, the temperature of the steel plate is heated to a temperature not lower than 40 ° C lower than the temperature of the galvanizing bath and not higher than 50 ° C higher than the temperature of the galvanizing bath. Cool and pass through galvanizing bath.
  • the hot dip galvanizing treatment a steel plate having a hot dip galvanized layer on the surface, that is, a hot dip galvanized steel plate is obtained.
  • the hot dip galvanized layer has, for example, a chemical composition represented by Fe: 7% by mass or more and 15% by mass or less, and the balance: Zn, Al, and impurities.
  • the hot dip galvanized steel sheet is heated to a temperature of 460 ° C. or higher and 600 ° C. or lower. If this temperature is less than 460 ° C., alloying may be insufficient. If this temperature exceeds 600 ° C., alloying may be excessive and corrosion resistance may deteriorate.
  • the alloying treatment a steel plate having an alloyed hot-dip galvanized layer on its surface, that is, an alloyed hot-dip galvanized steel plate is obtained.
  • Tables 5 to 7 show the conditions for hot rolling, cold rolling and annealing.
  • the cooling rate in the annealing conditions is an average cooling rate in the temperature range from 700 ° C. to the Mf point.
  • T is shown in Tables 8-10.
  • the underline in Table 8 to Table 10 indicates that the numerical value is out of the scope of the present invention.
  • Sample No. In 28 since the Mo content was too high, the elongation was low. Sample No. In 31, the Ni content was too high, so the elongation was low. Sample No. In 34, since Cu content was too high, elongation and hole expansibility were low. Sample No. In No. 37, since the Nb content was too high, the strength was low and the hole expansibility was low. Sample No. In 40, since Ti content was too high, intensity
  • Sample No. In 59 because the total area fraction f T was too high, hole expandability was low.
  • Sample No. In 62 the area fraction f M is too low, because the total area fraction f T was too high, hole expandability was low.
  • Sample No. In 64 the area fraction f F is too low, because the total area fraction f T was too high, elongation was low.
  • Sample No. In No. 67 since the area fraction f GB was too low and the total area fraction f T was too high, the hole expandability was low.
  • Sample No. In 69 since the area fraction fGB was too low, the hole expansibility was low. Sample No. In No.
  • the present invention can be used, for example, in industries related to steel plates suitable for automobile parts.

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Abstract

鋼板は所定の化学組成を有し、面積分率で、フェライト：５０％～９５％、グラニュラーベイナイト：５％～４８％、マルテンサイト：２％～３０％、並びに上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライト：合計で５％以下で表される金属組織を有する。

Description

鋼板
　本発明は、自動車部品に好適な鋼板に関する。
　自動車からの炭酸ガスの排出量を抑えるために、高強度鋼板を使用した自動車の車体の軽量化が進められている。また、搭乗者の安全性の確保のためにも、車体に高強度鋼板が多く使用されるようになってきている。車体の更なる軽量化を進めていくためには、更なる強度の向上が重要である。その一方で、車体の部品によっては、優れた成形性が要求される。例えば、骨格系部品用の高強度鋼板には、優れた伸び及び穴拡げ性が要求される。
　しかしながら、強度の向上及び成形性の向上の両立は困難である。強度の向上及び成形性の向上の両立を目的とした技術が提案されているが（特許文献１～３）、これらによっても十分な特性を得ることはできない。
特開平７－１１３８３号公報 特開平６－５７３７５号公報 特開平７－２０７４１３号公報
　本発明は、高い強度を有し、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができる鋼板を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決すべく鋭意検討を行った。この結果、金属組織に、フェライト及びマルテンサイトの他に５％以上の面積分率でグラニュラーベイナイトを含ませ、かつ上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率を合計で５％以下とすることが重要であることが判明した。上部ベイナイト及び下部ベイナイトは、主として、転位密度が高いベイニティックフェライト及び硬質なセメンタイトから構成されるため、伸びに劣る。一方、グラニュラーベイナイトは、主として、転位密度が低いベイニティックフェライトから構成され、硬質なセメンタイトをほとんど含まないため、フェライトより硬く上部ベイナイト及び下部ベイナイトより軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、上部ベイナイト及び下部ベイナイトよりも優れた伸びを発現する。グラニュラーベイナイトは、フェライトより硬くマルテンサイトより軟らかいため、穴拡げ加工の際のフェライトとマルテンサイトとの界面からのボイドの発生を抑制する。
　本願発明者は、このような知見に基づいて更に鋭意検討を重ねた結果、以下に示す発明の諸態様に想到した。
　（１）
　質量％で、
　Ｃ：０．０５％～０．１％、
　Ｐ：０．０４％以下、
　Ｓ：０．０１％以下、
　Ｎ：０．０１％以下、
　Ｏ：０．００６％以下、
　Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．２０％～２．５０％、
　Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．０％～３．０％、
　Ｍｏ：０．００％～１．００％、
　Ｎｉ：０．００％～１．００％、
　Ｃｕ：０．００％～１．００％、
　Ｎｂ：０．０００％～０．３０％、
　Ｔｉ：０．０００％～０．３０％、
　Ｖ：０．０００％～０．５０％、
　Ｂ：０．００００％～０．０１％、
　Ｃａ：０．００００％～０．０４％、
　Ｍｇ：０．００００％～０．０４％、
　ＲＥＭ：０．００００％～０．０４％、並びに
　残部：Ｆｅ及び不純物、
で表される化学組成を有し、
　面積分率で、
　フェライト：５０％～９５％、
　グラニュラーベイナイト：５％～４８％、
　マルテンサイト：２％～３０％、並びに
　上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライト：合計で５％以下、
で表される金属組織を有することを特徴とする鋼板。
　（２）
　前記化学組成において、
　Ｍｏ：０．０１％～１．００％、
　Ｎｉ：０．０５％～１．００％、若しくは
　Ｃｕ：０．０５％～１．００％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）に記載の鋼板。
　（３）
　前記化学組成において、
　Ｎｂ：０．００５％～０．３０％、
　Ｔｉ：０．００５％～０．３０％、若しくは
　Ｖ：０．００５％～０．５０％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）又は（２）に記載の鋼板。
　（４）
　前記化学組成において、
　Ｂ：０．０００１％～０．０１％が成り立つことを特徴とする（１）～（３）のいずれかに記載の鋼板。
　（５）
　前記化学組成において、
　Ｃａ：０．０００５％～０．０４％、
　Ｍｇ：０．０００５％～０．０４％、若しくは
　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０４％、
　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする（１）～（４）のいずれかに記載の鋼板。
　（６）
　表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　（７）
　表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする（１）～（５）のいずれかに記載の鋼板。
　本発明によれば、適切な面積分率でグラニュラーベイナイト等が金属組織に含まれているため、高い強度、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができる。
　以下、本発明の実施形態について説明する。
　先ず、本発明の実施形態に係る鋼板の金属組織について説明する。詳細は後述するが、本発明の実施形態に係る鋼板は、鋼の熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板の金属組織は、鋼板の特性のみならず、これらの処理における相変態等を考慮したものである。本実施形態に係る鋼板は、面積分率で、フェライト：５０％～９５％、グラニュラーベイナイト：５％～４８％、マルテンサイト：２％～３０％、並びに上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライト：合計で５％以下で表される金属組織を有している。
　（フェライト：５０％～９５％）
　フェライトは軟質な組織であるため、変形しやすく、伸びの向上に寄与する。フェライトは、オーステナイトからグラニュラーベイナイトへの相変態にも寄与する。フェライトの面積分率が５０％未満では、十分なグラニュラーベイナイトが得られない。従って、フェライトの面積分率は５０％以上とし、好ましくは６０％以上とする。一方、フェライトの面積分率が９５％超では、十分な引張強度が得られない。従って、フェライトの面積分率は９５％以下とし、好ましくは９０％以下とする。
　（グラニュラーベイナイト：５％～４８％）
　グラニュラーベイナイトは、主として、転位密度が１０１３ｍ／ｍ３程度オーダーと低いベイニティックフェライトから構成され、硬質なセメンタイトをほとんど含まないため、フェライトより硬く上部ベイナイト及び下部ベイナイトより軟らかい。従って、グラニュラーベイナイトは、上部ベイナイト及び下部ベイナイトよりも優れた伸びを発現する。グラニュラーベイナイトは、フェライトより硬くマルテンサイトより軟らかいため、穴拡げ加工の際のフェライトとマルテンサイトとの界面からのボイドの発生を抑制する。グラニュラーベイナイトの面積分率が５％未満では、これらの効果を十分に得ることができない。従って、グラニュラーベイナイトの面積分率は５％以上とし、好ましくは１０％以上とする。一方、グラニュラーベイナイトの面積分率が４８％超では、必然的にフェライト及び／又はマルテンサイトの面積分率が不足する。従って、グラニュラーベイナイトの面積分率は４８％以下とし、好ましくは３０％以下とする。
　（マルテンサイト：２％～３０％）
　マルテンサイトは転位密度が高く硬質な組織であるため、引張強度の向上に寄与する。マルテンサイトの面積分率が２％未満では、十分な引張強度、例えば５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は２％以上とし、好ましくは５％以上とする。一方、マルテンサイトの面積分率が３０％超では、十分な伸び及び穴拡げ性が得られない。従って、マルテンサイトの面積分率は３０％以下とし、好ましくは２０％以下とする。
　（上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライト：合計で５％以下）
　上部ベイナイト及び下部ベイナイトは、主として、転位密度が１．０×１０１４ｍ／ｍ３程度と高いベイニティックフェライト及び硬質なセメンタイトから構成され、上部ベイナイトは更に残留オーステナイトを含むことがある。焼戻しマルテンサイトは硬質なセメンタイトを含む。上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトの転位密度は高い。このため、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは伸びを低下させる。残留オーステナイトは変形中に加工誘起変態によりマルテンサイトへと変態し、穴拡げ性を著しく劣化させる。パーライトは硬質なセメンタイトを含むため、穴拡げ加工の際にボイドの発生の起点となる。従って、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率は低ければ低いほどよい。特に上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率が合計で５％超では、伸び若しくは穴拡げ性又はこれらの両方の低下が著しい。従って、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの面積分率は合計で５％以下とする。なお、残留オーステナイトの面積分率には、上部ベイナイトに含まれる残留オーステナイトの面積分率は含まれない。
　フェライト、グラニュラーベイナイト、マルテンサイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの同定及び面積分率の特定は、例えば、電子線後方散乱回折（electron back scattering diffraction：ＥＢＳＤ）法、Ｘ線測定、又は走査型電子顕微鏡（scanning electron microscope：ＳＥＭ）観察により行うことができる。ＳＥＭ観察を行う場合、例えばナイタール試薬又はレペラ液を用いて試料を腐食し、圧延方向及び厚さ方向に平行な断面及び／又は圧延方向に垂直な断面を１０００倍～５００００倍の倍率で観察する。鋼板の金属組織は、その表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／４程度の領域の金属組織で代表することができる。例えば鋼板の厚さが１．２ｍｍであれば、その表面からの深さが０．３ｍｍ程度の領域の金属組織で代表することができる。
　フェライトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することができる。電子チャンネリングコントラスト像は、結晶粒内の結晶方位差をコントラストの差として表し、電子チャンネリングコントラスト像においてコントラストが均一な部分がフェライトである。この方法では、例えば鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とする。
　残留オーステナイトの面積分率は、例えば、Ｘ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面から当該鋼板の厚さの１／４までの部分を機械研磨及び化学研磨により除去し、特性Ｘ線としてＭｏＫα線を用いる。そして、体心立方格子（ｂｃｃ）相の（２００）及び（２１１）、並びに面心立方格子（ｆｃｃ）相の（２００）、（２２０）及び（３１１）の回折ピークの積分強度比から、次の式を用いて残留オーステナイトの面積分率を算出する。
　Ｓγ＝（Ｉ２００ｆ＋Ｉ２２０ｆ＋Ｉ３１１ｆ）／（Ｉ２００ｂ＋Ｉ２１１ｂ）×１００
（Ｓγは残留オーステナイトの面積分率、Ｉ２００ｆ、Ｉ２２０ｆ、Ｉ３１１ｆは、それぞれｆｃｃ相の（２００）、（２２０）、（３１１）の回折ピークの強度、Ｉ２００ｂ、Ｉ２１１ｂは、それぞれｂｃｃ相の（２００）、（２１１）の回折ピークの強度を示す。）
　マルテンサイトの面積分率は、例えば、電界放出型走査電子顕微鏡（field emission-scanning electron microscope：ＦＥ－ＳＥＭ）観察及びＸ線測定により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にレペラ液を用いる。レペラ液により腐食されない組織はマルテンサイト及び残留オーステナイトであるため、レペラ液によって腐食されていない領域の面積分率から、Ｘ線測定により特定された残留オーステナイトの面積分率Ｓγを減じることでマルテンサイトの面積分率を特定することができる。マルテンサイトの面積分率は、例えば、ＳＥＭ観察で得られる電子チャンネリングコントラスト像を用いて特定することもできる。電子チャンネリングコントラスト像において、転位密度が高く、粒内にブロック、パケット等の下部組織を持つ領域がマルテンサイトである。
　上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトは、例えば、ＦＥ－ＳＥＭ観察により特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。そして、下記のように、セメンタイトの位置及びバリアントに基づいて、上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定する。上部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの界面にセメンタイト又は残留オーステナイトを含む。下部ベイナイトは、ラス状のベイニティックフェライトの内部にセメンタイトを含む。ベイニティックフェライトとセメンタイトとの間の結晶方位の関係が１種類であるため、下部ベイナイトに含まれるセメンタイトは同一のバリアントを持つ。焼戻しマルテンサイトは、マルテンサイトラスの内部にセメンタイトを含む。マルテンサイトラスとセメンタイトとの間の結晶方位の関係が２種類以上あるため、焼戻しマルテンサイトに含まれるセメンタイトは複数のバリアントを持つ。このようなセメンタイトの位置及びバリアントに基づいて上部ベイナイト、下部ベイナイト及び焼戻しマルテンサイトを同定し、これらの面積分率を特定することができる。
　パーライトは、例えば、光学顕微鏡観察により同定し、その面積分率を特定することができる。この方法では、例えば、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を観察対象とし、腐食にナイタール試薬を用いる。光学顕微鏡観察で暗いコントラストを示す領域がパーライトである。
　グラニュラーベイナイトは、従来の腐食法によっても走査型電子顕微鏡を用いた２次電子像観察によってもフェライトと区別するこができない。本発明者らは、鋭意検討の結果、グラニュラーベイナイトが粒内に微小な結晶方位差を持つことを見出した。従って、粒内の微小な結晶方位差を検出することにより、フェライトと区別することができる。ここで、グラニュラーベイナイトの面積分率の具体的な特定方法について説明する。この方法では、鋼板の表面からの深さが当該鋼板の厚さの１／８から３／８までの領域を測定対象とし、ＥＢＳＤ法により、この領域内の複数箇所（ピクセル）の結晶方位を０．２μｍの間隔で測定し、この結果からＧＡＭ（grain average misorientation）の値を計算する。この計算に当たっては、隣り合うピクセル間の結晶方位の差が５°以上の場合にそれらの間に粒界が存在するとし、この粒界に囲まれた領域内で隣り合うピクセル間の結晶方位の差を計算し、この差の平均値を求める。この平均値がＧＡＭの値である。このようにして、ベイニティックフェライトが持つ微小な結晶方位差を検出することができる。ＧＡＭの値が０．５°以上の領域はグラニュラーベイナイト、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト又はマルテンサイトのいずれかに属する。従って、ＧＡＭの値が０．５°以上の領域の面積分率から、上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、パーライト及びマルテンサイトの合計面積分率を減じて得られる値がグラニュラーベイナイトの面積分率である。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板及びその製造に用いるスラブの化学組成について説明する。上述のように、本発明の実施形態に係る鋼板は、スラブの熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍等を経て製造される。従って、鋼板及びスラブの化学組成は、鋼板の特性のみならず、これらの処理を考慮したものである。以下の説明において、鋼板及びスラブに含まれる各元素の含有量の単位である「％」は、特に断りがない限り「質量％」を意味する。本実施形態に係る鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０５％～０．１％、Ｐ：０．０４％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ｎ：０．０１％以下、Ｏ：０．００６％以下、Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．２０％～２．５０％、Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．０％～３．０％、Ｍｏ：０．００％～１．００％、Ｎｉ：０．００％～１．００％、Ｃｕ：０．００％～１．００％、Ｎｂ：０．０００％～０．３０％、Ｔｉ：０．０００％～０．３０％、Ｖ：０．０００％～０．５０％、Ｂ：０．００００％～０．０１％、Ｃａ：０．００００％～０．０４％、Ｍｇ：０．００００％～０．０４％、ＲＥＭ（希土類金属：rare earth metal）：０．００００％～０．０４％、並びに残部：Ｆｅ及び不純物で表される化学組成を有している。不純物としては、鉱石やスクラップ等の原材料に含まれるもの、製造工程において含まれるもの、が例示される。
　（Ｃ：０．０５％～０．１％）
　Ｃは引張強度の向上に寄与する。Ｃ含有量が０．０５％未満では、十分な引張強度、例えば５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｃ含有量は０．０５％以上とし、好ましくは０．０６％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．１％超では、フェライトの生成が抑制されるため、十分な伸びが得られない。従って、Ｃ含有量は０．１％以下とし、好ましくは０．０９％以下とする。
　（Ｐ：０．０４％以下）
　Ｐは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｐは穴拡げ性を低下させたり、鋼板の板厚方向の中心に偏析して靭性を低下させたり、溶接部を脆化させたりする。従って、Ｐ含有量は低ければ低いほどよい。特にＰ含有量が０．０４％超で、穴拡げ性の低下が著しい。従って、Ｐ含有量は０．０４％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。Ｐ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｐ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　（Ｓ：０．０１％以下）
　Ｓは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｓは溶接性を低下させたり、鋳造時及び熱間圧延時の製造性を低下させたり、粗大なＭｎＳを形成して穴拡げ性を低下させたりする。従って、Ｓ含有量は低ければ低いほどよい。特にＳ含有量が０．０１％超で、溶接性の低下、製造性の低下及び穴拡げ性の低下が著しい。従って、Ｓ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００１％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｓ含有量は０．０００１％以上であってもよい。
　（Ｎ：０．０１％以下）
　Ｎは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｎは粗大な窒化物を形成し、粗大な窒化物は曲げ性及び穴拡げ性を低下させたり、溶接時にブローホールを発生させたりする。従って、Ｎ含有量は低ければ低いほどよい。特にＮ含有量が０．０１％超で、穴拡げ性の低下及びブローホールの発生が著しい。従って、Ｎ含有量は０．０１％以下とし、好ましくは０．００８％以下とする。Ｎ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｎ含有量は０．０００５％以上であってもよい。
　（Ｏ：０．００６％以下）
　Ｏは、必須元素ではなく、例えば鋼中に不純物として含有される。Ｏは、粗大な酸化物を形成し、粗大な酸化物は曲げ性及び穴拡げ性を低下させたり、溶接時にブローホールを発生させたりする。従って、Ｏ含有量は低ければ低いほどよい。特にＯ含有量が０．００６％超で、穴拡げ性の低下及びブローホールの発生が著しい。従って、Ｏ含有量は０．００６％以下とし、好ましくは０．００５％以下とする。Ｏ含有量の低減にはコストがかかり、０．０００５％未満まで低減しようとすると、コストが著しく上昇する。このため、Ｏ含有量は０．０００５％以上であってもよい。
　（Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．２０％～２．５０％）
　Ｓｉ及びＡｌは、グラニュラーベイナイトの生成に寄与する。グラニュラーベイナイトは、複数のベイニティックフェライトが、それらの界面に存在する転位が回復して一つの塊になった組織である。このため、ベイニティックフェライトの界面にセメンタイトが存在すると、そこにグラニュラーベイナイトは生成しない。Ｓｉ及びＡｌは、セメンタイトの生成を抑制する。Ｓｉ及びＡｌの含有量が合計で０．２０％未満では、セメンタイトが過剰に生成し、グラニュラーベイナイトを十分に得ることができない。従って、Ｓｉ及びＡｌの含有量は合計で０．２０％以上とし、好ましくは０．３０％以上とする。一方、Ｓｉ及びＡｌの含有量が合計で２．５０％超では、熱間圧延中にスラブ割れが生じやすい。従って、Ｓｉ及びＡｌの含有量は合計で２．５０％以下とし、好ましくは２．００％以下とする。Ｓｉ又はＡｌのいずれかのみが含有されていてもよく、Ｓｉ及びＡｌの両方が含有されていてもよい。
　（Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．０％～３．０％）
　Ｍｎ及びＣｒは、冷間圧延後の焼鈍又はめっきの際のフェライト変態を抑制し、強度の向上に寄与する。Ｍｎ及びＣｒの含有量が合計で１．０％未満では、フェライトの面積分率が過剰となって十分な引張強度、例えば５９０ＭＰａ以上の引張強度が得られない。従って、Ｍｎ及びＣｒの含有量は合計で１．０％以上とし、好ましくは１．５％以上とする。一方、Ｍｎ及びＣｒの含有量が合計で３．０％超では、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。従って、Ｍｎ及びＣｒの含有量は合計で３．０％以下とし、好ましくは２．８％以下とする。Ｍｎ又はＣｒのいずれかのみが含有されていてもよく、Ｍｎ及びＣｒの両方が含有されていてもよい。
　Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｎｂ、Ｔｉ、Ｖ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、必須元素ではなく、鋼板及び鋼に所定量を限度に適宜含有されていてもよい任意元素である。
　（Ｍｏ：０．００％～１．００％、Ｎｉ：０．００％～１．００％、Ｃｕ：０．００％～１．００％）
　Ｍｏ、Ｎｉ及びＣｕは、冷間圧延後の焼鈍又はめっきの際のフェライト変態を抑制し、強度の向上に寄与する。従って、Ｍｏ、Ｎｉ若しくはＣｕ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｍｏ含有量は０．０１％以上とし、Ｎｉ含有量は０．０５％以上とし、Ｃｕ含有量は０．０５％以上とする。しかし、Ｍｏ含有量が１．００％超であるか、Ｎｉ含有量が１．００％超であるか、若しくはＣｕ含有量が１．００％超であると、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。このため、Ｍｏ含有量、Ｎｉ含有量及びＣｕ含有量はいずれも１．００％以下とする。つまり、Ｍｏ：０．０１％～１．００％、Ｎｉ：０．０５％～１．００％、若しくはＣｕ：０．０５％～１．００％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｎｂ：０．０００％～０．３０％、Ｔｉ：０．０００％～０．３０％、Ｖ：０．０００％～０．５０％）
　Ｎｂ、Ｔｉ及びＶは、冷間圧延後の焼鈍等においてオーステナイトを細粒化することにより、オーステナイトの粒界面積を増加させ、フェライト変態を促進させる。従って、Ｎｉ、Ｔｉ若しくはＶ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｎｂ含有量は０．００５％以上とし、Ｔｉ含有量は０．００５％以上とし、Ｖ含有量は０．００５％以上とする。しかし、Ｎｂ含有量が０．３０％超であるか、Ｔｉ含有量が０．３０％超であるか、Ｖ含有量が０．５０％超であると、フェライトの面積分率が過剰となって十分な引張強度が得られない。このため、Ｎｂ含有量は０．３０％以下とし、Ｔｉ含有量は０．３０％以下とし、Ｖ含有量は０．５０％以下とする。つまり、Ｎｂ：０．００５％～０．３０％、Ｔｉ：０．００５％～０．３０％、若しくはＶ：０．００５％～０．５０％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　（Ｂ：０．００００％～０．０１％）
　Ｂは、冷間圧延後の焼鈍等においてオーステナイトの粒界に偏析してフェライト変態を抑制する。従って、Ｂが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする。しかし、Ｂ含有量が０．０１％超であると、フェライトの面積分率が過少となって十分な伸びが得られない。このため、Ｂ含有量は０．０１％以下とする。つまり、Ｂ：０．０００１％～０．０１％が成り立つことが好ましい。
　（Ｃａ：０．００００％～０．０４％、Ｍｇ：０．００００％～０．０４％、ＲＥＭ：０．００００％～０．０４％）
　Ｃａ、Ｍｇ及びＲＥＭは、酸化物及び硫化物の形態を制御し、穴拡げ性の向上に寄与する。従って、Ｃａ、Ｍｇ若しくはＲＥＭ又はこれらの任意の組み合わせが含有されていてもよい。この効果を十分に得るために、好ましくは、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量はいずれも０．０００５％以上とする。しかし、Ｃａ含有量が０．０４％超であるか、Ｍｇ含有量が０．０４％超であるか、ＲＥＭ含有量が０．０４％超であると、粗大な酸化物が形成されて十分な穴拡げ性が得られない。このため、Ｃａ含有量、Ｍｇ含有量及びＲＥＭ含有量はいずれも０．０４％以下とし、好ましくは０．０１％以下とする。つまり、Ｃａ：０．０００５％～０．０４％、Ｍｇ：０．０００５％～０．０４％、若しくはＲＥＭ：０．０００５％～０．０４％、又はこれらの任意の組み合わせが満たされることが好ましい。
　ＲＥＭはＳｃ、Ｙ及びランタノイド系列に属する元素の合計１７元素の総称であり、ＲＥＭの含有量はこれら元素の合計の含有量を意味する。ＲＥＭは、例えばミッシュメタルに含まれ、ＲＥＭの添加では、例えば、ミッシュメタルが添加されたり、金属Ｌａ、金属Ｃｅ等の金属ＲＥＭが添加されたりする。
　本実施形態によれば、例えば、５９０ＭＰａ以上の引張強度、１５０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×ＥＬ（引張強度×全伸び）、２５０００ＭＰａ・％以上のＴＳ×λ（引張強度×穴拡げ率が得られる。つまり、高い強度、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができる。この鋼板は、例えば自動車の骨格系部品への成形が容易であり、衝突時の安全性を確保することもできる。
　次に、本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法について説明する。本発明の実施形態に係る鋼板の製造方法では、上記の化学組成を有するスラブの熱間圧延、酸洗、冷間圧延及び焼鈍をこの順で行う。
　熱間圧延は１１００℃以上の温度で開始し、Ａｒ３点以上の温度で終了させる。冷間圧延では、圧下率を３０％以上８０％以下とする。焼鈍では、保持温度をＡｃ１点以上、保持時間を１０秒間以上とし、その後の冷却では、７００℃からＭｆ点までの温度域の冷却速度を０．５℃／秒以上４℃／秒以下とする。
　熱間圧延を開始する温度が１１００℃未満では、Ｆｅ以外の元素をＦｅ中に十分に固溶させることができないことがある。従って、熱間圧延は１１００℃以上の温度で開始する。熱間圧延を開始する温度は、例えばスラブ加熱温度である。スラブとしては、例えば、連続鋳造で得たスラブ、薄スラブキャスターで作製したスラブを用いることができる。スラブは鋳造後に１１００℃以上の温度に保持したまま熱間圧延設備に供してもよく、１１００℃未満の温度まで冷却した後に加熱して熱間圧延設備に供してもよい。
　熱間圧延を終了させる温度がＡｒ３点未満では、熱延鋼板の金属組織にオーステナイト及びフェライトが含まれることとなり、オーステナイトとフェライトとの間で機械的特性が相違するため、冷間圧延等の熱間圧延後の処理が困難になることがある。従って、熱間圧延はＡｒ３点以上の温度で終了させる。熱間圧延をＡｒ３点以上の温度で終了させる場合、熱間圧延中の圧延荷重を比較的軽減できる。
　熱間圧延は粗圧延及び仕上げ圧延を含み、仕上げ圧延では、粗圧延で得られた複数の鋼板を接合したものを連続的に圧延してもよい。巻取り温度は４５０℃以上６５０℃以下とする。
　酸洗は１回又は２回以上行う。酸洗により、熱延鋼板の表面の酸化物が除去され、化成処理性及びめっき性が向上する。
　冷間圧延の圧下率が３０％未満では、冷延鋼板の形状を平坦に保つことが困難であったり、十分な延性が得られなかったりすることがある。従って、冷間圧延の圧下率は３０％以上とし、５０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延の圧下率が８０％超では、圧延荷重が過大になったり、冷間圧延後の焼鈍でのフェライトの再結晶が過度に促進されたりすることがある。従って、冷間圧延の圧下率は８０％以下とし、７０％以下とすることが好ましい。
　焼鈍では、Ａｃ１点以上の温度に１０秒間以上保持することで、オーステナイトを生成する。オーステナイトは、後の冷却を通じてフェライト、グラニュラーベイナイト又はマルテンサイトに変態する。保持温度がＡｃ１点未満であったり、保持時間が１０秒未満であったりすると、オーステナイトが十分に生成されない。従って、保持温度はＡｃ１点以上、保持時間は１０秒間以上とする。
　焼鈍後の冷却における７００℃からＭｆ点までの温度域でグラニュラーベイナイト及びマルテンサイトを生成することができる。上記のように、グラニュラーベイナイトは、複数のベイニティックフェライトが、それらの界面に存在する転位が回復して一つの塊になった組織である。このような転位の回復を７００℃以下の温度域で生じさせることができる。しかし、この温度域での冷却速度が４℃／秒超では、転位を十分に回復させることができず、グラニュラーベイナイトの面積分率が不足することがある。従って、この温度域での冷却速度は４℃／秒以下とする。一方、この温度域での冷却速度が０．５℃／秒未満では、マルテンサイトが十分に生成されないことがある。従って、この温度域での冷却速度は０．５℃／秒以上とする。
　このようにして、本発明の実施形態に係る鋼板を製造することができる。
　鋼板に、電気めっき処理、蒸着めっき処理等のめっき処理を行ってもよく、更に、めっき処理後に合金化処理を行ってもよい。鋼板に、有機皮膜の形成、フィルムラミネート、有機塩類／無機塩類処理、ノンクロム処理等の表面処理を行ってもよい。
　めっき処理として鋼板に溶融亜鉛めっき処理を行う場合、例えば、鋼板の温度を、亜鉛めっき浴の温度より４０℃低い温度以上で、かつ亜鉛めっき浴の温度より５０℃高い温度以下の温度に加熱又は冷却し、亜鉛めっき浴を通板する。溶融亜鉛めっき処理により、表面に溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。溶融亜鉛めっき層は、例えば、Ｆｅ：７質量％以上１５質量％以下、並びに残部：Ｚｎ、Ａｌ及び不純物で表される化学組成を有する。
　溶融亜鉛めっき処理後に合金化処理を行う場合、例えば、溶融亜鉛めっき鋼板を４６０℃以上６００℃以下の温度に加熱する。この温度が４６０℃未満では、合金化が不足することがある。この温度が６００℃超では、合金化が過剰となって耐食性が劣化することがある。合金化処理により、表面に合金化溶融亜鉛めっき層を備えた鋼板、すなわち合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　なお、上記実施形態は、何れも本発明を実施するにあたっての具体化の例を示したものに過ぎず、これらによって本発明の技術的範囲が限定的に解釈されてはならないものである。すなわち、本発明はその技術思想、又はその主要な特徴から逸脱することなく、様々な形で実施することができる。
　次に、本発明の実施例について説明する。実施例での条件は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した一条件例であり、本発明は、この一条件例に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（第１の試験）
　第１の試験では、表１～表４に示す化学組成を有するスラブを製造し、このスラブを熱間圧延して熱延鋼板を得た。表１～表４中の空欄は、当該元素の含有量が検出限界未満であったことを示し、残部はＦｅ及び不純物である。表１～表４中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　次いで、熱延鋼板の酸洗、冷間圧延及び焼鈍を行って鋼板を得た。熱間圧延、冷間圧延及び焼鈍の条件を表５～表７に示す。焼鈍の条件中の冷却速度は７００℃からＭｆ点までの温度域での平均冷却速度である。各鋼板におけるフェライトの面積分率ｆＦ、グラニュラーベイナイトの面積分率ｆＧＢ、マルテンサイトの面積分率ｆＭ、並びに上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライトの合計面積分率ｆＴを表８～表１０に示す。表８～表１０中の下線は、その数値が本発明の範囲から外れていることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
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　そして、各鋼板の引張試験及び穴拡げ試験を行った。引張試験では、鋼板から圧延方向に直角に日本工業規格ＪＩＳ５号試験片を採取し、ＪＩＳＺ２２４２に準拠して引張強度ＴＳ及び全伸びＥＬを測定した。穴拡げ試験では、ＪＩＳＺ２２５６の記載に従って穴拡げ率λを測定した。これらの結果を表１１～表１３に示す。表１１～表１３中の下線は、その数値が望ましい範囲から外れていることを示す。ここでいう望ましい範囲とは、ＴＳが５９０ＭＰａ以上、ＴＳ×ＥＬが１５０００ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが２５０００ＭＰａ・％以上である。
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　表１１～表１３に示すように、本発明範囲内にある試料では、高い強度、優れた伸び及び穴拡げ性を得ることができた。
　試料Ｎｏ．１では、Ｃ含有量が低すぎたため、強度が低かった。試料Ｎｏ．５では、Ｃ含有量が高すぎたため、伸び及び穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．６では、Ｓｉ及びＡｌの総含有量が低すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．１０では、Ｓｉ及びＡｌの総含有量が高すぎたため、熱間圧延中にスラブ割れが生じた。試料Ｎｏ．１１では、Ｍｎ及びＣｒの総含有量が低すぎたため、強度が低かった。試料Ｎｏ．１５では、Ｍｎ及びＣｒの総含有量が高すぎたため、伸び及び穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．１８では、Ｐ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．２１では、Ｓ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．２３では、Ｎ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．２５では、Ｏ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。
　試料Ｎｏ．２８では、Ｍｏ含有量が高すぎたため、伸びが低かった。試料Ｎｏ．３１では、Ｎｉ含有量が高すぎたため、伸びが低かった。試料Ｎｏ．３４では、Ｃｕ含有量が高すぎたため、伸び及び穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．３７では、Ｎｂ含有量が高すぎたため、強度が低く、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．４０では、Ｔｉ含有量が高すぎたため、強度が低く、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．４３では、Ｖ含有量が高すぎたため、強度が低かった。試料Ｎｏ．４６では、Ｂ含有量が高すぎたため、伸び及び穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．４９では、Ｃａ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．５２では、Ｍｇ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．５５では、ＲＥＭ含有量が高すぎたため、穴拡げ性が低かった。
　試料Ｎｏ．５９では、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．６２では、面積分率ｆＭが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．６４では、面積分率ｆＦが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、伸びが低かった。試料Ｎｏ．６７では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．６９では、面積分率ｆＧＢが低すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７０では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７２では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７４では、面積分率ｆＧＢが低すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７５では、面積分率ｆＧＢが低すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７７では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．７９では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。試料Ｎｏ．８０では、面積分率ｆＧＢが低すぎ、合計面積分率ｆＴが高すぎたため、穴拡げ性が低かった。
　本発明は、例えば、自動車部品に好適な鋼板に関連する産業に利用することができる。

Claims (7)

  1. 　質量％で、
    　Ｃ：０．０５％～０．１％、
    　Ｐ：０．０４％以下、
    　Ｓ：０．０１％以下、
    　Ｎ：０．０１％以下、
    　Ｏ：０．００６％以下、
    　Ｓｉ及びＡｌ：合計で０．２０％～２．５０％、
    　Ｍｎ及びＣｒ：合計で１．０％～３．０％、
    　Ｍｏ：０．００％～１．００％、
    　Ｎｉ：０．００％～１．００％、
    　Ｃｕ：０．００％～１．００％、
    　Ｎｂ：０．０００％～０．３０％、
    　Ｔｉ：０．０００％～０．３０％、
    　Ｖ：０．０００％～０．５０％、
    　Ｂ：０．００００％～０．０１％、
    　Ｃａ：０．００００％～０．０４％、
    　Ｍｇ：０．００００％～０．０４％、
    　ＲＥＭ：０．００００％～０．０４％、並びに
    　残部：Ｆｅ及び不純物、
    で表される化学組成を有し、
    　面積分率で、
    　フェライト：５０％～９５％、
    　グラニュラーベイナイト：５％～４８％、
    　マルテンサイト：２％～３０％、並びに
    　上部ベイナイト、下部ベイナイト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイト及びパーライト：合計で５％以下、
    で表される金属組織を有することを特徴とする鋼板。
  2. 　前記化学組成において、
    　Ｍｏ：０．０１％～１．００％、
    　Ｎｉ：０．０５％～１．００％、若しくは
    　Ｃｕ：０．０５％～１．００％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１に記載の鋼板。
  3. 　前記化学組成において、
    　Ｎｂ：０．００５％～０．３０％、
    　Ｔｉ：０．００５％～０．３０％、若しくは
    　Ｖ：０．００５％～０．５０％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１又は２に記載の鋼板。
  4. 　前記化学組成において、
    　Ｂ：０．０００１％～０．０１％が成り立つことを特徴とする請求項１乃至３のいずれか１項に記載の鋼板。
  5. 　前記化学組成において、
    　Ｃａ：０．０００５％～０．０４％、
    　Ｍｇ：０．０００５％～０．０４％、若しくは
    　ＲＥＭ：０．０００５％～０．０４％、
    　又はこれらの任意の組み合わせが成り立つことを特徴とする請求項１乃至４のいずれか１項に記載の鋼板。
  6. 　表面に溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の鋼板。
  7. 　表面に合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする請求項１乃至５のいずれか１項に記載の鋼板。
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Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6822489B2 (ja) 2017-01-31 2021-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板
EP3712284A4 (en) * 2017-11-15 2021-06-30 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH COLD-ROLLED STEEL SHEET
KR102031451B1 (ko) 2017-12-24 2019-10-11 주식회사 포스코 저온인성이 우수한 저항복비 고강도 강관용 강재 및 그 제조방법
KR102790648B1 (ko) * 2020-05-13 2025-04-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프용 강판 및 핫 스탬프 성형체

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54163719A (en) * 1978-06-16 1979-12-26 Nippon Steel Corp Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007070649A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 耐食性と穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板、合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法
JP2007070659A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
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
WO2013051714A1 (ja) * 2011-10-06 2013-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
JP2015078398A (ja) * 2013-10-15 2015-04-23 新日鐵住金株式会社 引張最大強度７８０ＭＰａを有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法。

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4159218A (en) 1978-08-07 1979-06-26 National Steel Corporation Method for producing a dual-phase ferrite-martensite steel strip
JP2616350B2 (ja) 1992-08-07 1997-06-04 住友金属工業株式会社 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JPH0711383A (ja) 1993-06-28 1995-01-13 Kobe Steel Ltd 疲労特性に優れた複合組織鋼板
JP3569307B2 (ja) 1994-01-12 2004-09-22 新日本製鐵株式会社 加工性に優れた引張強さ４５〜６５ｋｇｆ／ｍｍ２ の高強度複合組織冷延鋼板とその製造方法
EP1176217B1 (en) * 2000-07-24 2011-12-21 KABUSHIKI KAISHA KOBE SEIKO SHO also known as Kobe Steel Ltd. High-strength hot-rolled steel sheet superior in strech flange formability and method for production thereof
JP4555694B2 (ja) * 2005-01-18 2010-10-06 新日本製鐵株式会社 加工性に優れる焼付け硬化型熱延鋼板およびその製造方法
JP4730056B2 (ja) * 2005-05-31 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
EP2009129A1 (en) * 2007-06-29 2008-12-31 ArcelorMittal France Process for manufacturing a galvannealed steel sheet by DFF regulation
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5521444B2 (ja) * 2009-09-01 2014-06-11 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10280475B2 (en) 2010-12-17 2019-05-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
KR101246272B1 (ko) 2011-01-28 2013-03-21 포항공과대학교 산학협력단 저온인성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
EP2738275B1 (en) * 2011-07-29 2020-05-27 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet and high strength galvanized steel sheet excellent in shapeability and methods of production of the same
CN103827341B (zh) * 2011-09-30 2016-08-31 新日铁住金株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
KR101560943B1 (ko) 2013-12-24 2015-10-15 주식회사 포스코 저온 인성이 우수한 강관용 열연강판 및 그 제조방법
TWI589709B (zh) * 2014-11-05 2017-07-01 新日鐵住金股份有限公司 熔融鍍鋅鋼板
EP3575425A4 (en) * 2017-01-30 2020-05-13 Nippon Steel Corporation STEEL SHEET
JP6465256B1 (ja) * 2018-03-30 2019-02-06 新日鐵住金株式会社 鋼板

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS54163719A (en) * 1978-06-16 1979-12-26 Nippon Steel Corp Production of high tensile strength * low yield ratio and high extensibility composite textured steel panel with excellent workability
JP2007070648A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007070649A (ja) * 2005-09-02 2007-03-22 Nippon Steel Corp 耐食性と穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板、合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、およびそれらの製造方法
JP2007070659A (ja) * 2005-09-05 2007-03-22 Nippon Steel Corp 耐食性と伸びと穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびそれらの製造方法
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
WO2013051714A1 (ja) * 2011-10-06 2013-04-11 新日鐵住金株式会社 鋼板及びその製造方法
JP2015078398A (ja) * 2013-10-15 2015-04-23 新日鐵住金株式会社 引張最大強度７８０ＭＰａを有する衝突特性に優れた高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法。

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
YURI KITAJIMA ET AL.: "Electron Channeling Contrast-zo o Mochiita Ferrite to Granular Bainite no Shikibetsu", CURRENT ADVANCES IN MATERIALS AND PROCESSES, vol. 26, no. 2, 1 September 2013 (2013-09-01), pages 896, XP009515411 *

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US20200040435A1 (en) 2020-02-06
JP6187730B1 (ja) 2017-08-30

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