[go: up one dir, main page]
More Web Proxy on the site http://driver.im/

CN107075643A - 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 - Google Patents

高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN107075643A
CN107075643A CN201580058551.6A CN201580058551A CN107075643A CN 107075643 A CN107075643 A CN 107075643A CN 201580058551 A CN201580058551 A CN 201580058551A CN 107075643 A CN107075643 A CN 107075643A
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel sheet
less
strength
hot
retained austenite
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.)
Granted
Application number
CN201580058551.6A
Other languages
English (en)
Other versions
CN107075643B (zh
Inventor
川崎由康
松田广志
横田毅
山下孝子
濑户洋
濑户一洋
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.)
JFE Engineering Corp
Original Assignee
NKK 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 NKK Corp filed Critical NKK Corp
Publication of CN107075643A publication Critical patent/CN107075643A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN107075643B publication Critical patent/CN107075643B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • 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
    • C21D6/001—Heat treatment of ferrous alloys containing Ni
    • 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
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • 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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • 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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—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
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—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
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/16—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of 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
    • C22C38/18—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
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/12—Aluminium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23G—CLEANING OR DE-GREASING OF METALLIC MATERIAL BY CHEMICAL METHODS OTHER THAN ELECTROLYSIS
    • C23G1/00—Cleaning or pickling metallic material with solutions or molten salts
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D3/00—Electroplating: Baths therefor
    • C25D3/02—Electroplating: Baths therefor from solutions
    • C25D3/22—Electroplating: Baths therefor from solutions of zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/34—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated
    • C25D5/36—Pretreatment of metallic surfaces to be electroplated of iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C25—ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PROCESSES; APPARATUS THEREFOR
    • C25D—PROCESSES FOR THE ELECTROLYTIC OR ELECTROPHORETIC PRODUCTION OF COATINGS; ELECTROFORMING; APPARATUS THEREFOR
    • C25D5/00—Electroplating characterised by the process; Pretreatment or after-treatment of workpieces
    • C25D5/48—After-treatment of electroplated surfaces
    • C25D5/50—After-treatment of electroplated surfaces by heat-treatment
    • 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
    • C21D2211/005—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

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Electrochemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • General Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

由预定的成分组成构成，使钢组织以面积率计多边形铁素体：15％以上且55％以下、未再结晶铁素体：8％以上和马氏体：15％以上且30％以下、以体积率计残余奥氏体：12％以上，并且使所述多边形铁素体的平均结晶粒径为4μm以下、所述马氏体的平均结晶粒径为2μm以下、所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，使所述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以所述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，由此得到具有980MPa以上的TS并且YR为68％以上的成形性优良且具有高屈服比的高强度钢板。

Description

高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度 电镀锌钢板、以及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板以及它们的制造方法，特别是以得到适合作为在汽车、电气等产业领域中使用的构件的、成形性优良并且具有高屈服比的钢板作为目的。
背景技术
近年来，从地球环境的保全的观点出发，汽车的燃料效率提高成为重要的课题。因此，想要通过车身材料的高强度化来实现薄壁化、使车身本身轻量化的动态变得活跃。
但是，一般而言，钢板的高强度化会导致成形性的降低，因此，若要实现高强度化，则钢板的成形性降低，产生成形时的裂纹等问题。因此，无法单纯地实现钢板的薄壁化。因此，期望开发出兼具高强度和高成形性的材料。另外，TS(拉伸强度)为980MPa以上的钢板特别是在该高成形性的基础上要求碰撞吸收能大这样的特性。为了提高碰撞吸收能特性，提高屈服比(YR)是有效的。这是因为，屈服比高时，能够以低变形量使钢板高效地吸收碰撞能。
例如，在专利文献1中提出了一种具有非常高的延展性的高强度钢板，其拉伸强度为1000MPa以上、总伸长率(EL)为30％以上，且利用了残余奥氏体的加工诱发相变。
另外，在专利文献2中提出了一种高强度钢板，其中，使用高Mn钢实施铁素体与奥氏体的双相区的热处理，由此使强度与延展性的平衡优良。
此外，在专利文献3中提出了一种高强度钢板，其中，在高Mn钢中使热轧后的组织为包含贝氏体、马氏体的组织，进一步通过实施退火和回火而形成微细的残余奥氏体后，形成包含回火贝氏体或回火马氏体的组织，由此改善局部延展性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开昭61-157625号公报
专利文献2：日本特开平1-259120号公报
专利文献3：日本特开2003-138345号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在此，专利文献1中记载的钢板通过将以C、Si和Mn作为基本成分的钢板奥氏体化后进行淬火至贝氏体相变温度范围并等温保持的、所谓奥氏体回火处理来制造。而且，在实施该奥氏体回火处理时，通过C向奥氏体的富集而生成残余奥氏体。
但是，为了得到大量的残余奥氏体，需要超过0.3质量％的大量的C，但在超过0.3质量％的C浓度时，点焊性的降低显著，难以作为汽车用钢板来实用化。
此外，专利文献1中记载的钢板以延展性的提高作为主要目的，并未考虑扩孔性、弯曲性、屈服比。
而且，专利文献2和3中，从成形性的观点考虑对钢板的延展性的提高进行了说明，但并未考虑其弯曲性、屈服比。
本发明是着眼于上述的问题而完成的，其目的在于提供具有980MPa以上的TS并且YR为68％以上的成形性优良的高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法。
用于解决问题的方法
发明人为了实现上述课题并制造成形性优良并且具有高屈服比和拉伸强度的高强度钢板，从钢板的成分组成和制造方法的观点考虑反复进行了深入研究。结果获知，通过适当调整钢的成分组成和组织，能够制造延展性等成形性优良的高屈服比型的高强度钢板。
即，将钢成分设定为Mn：超过4.20质量％且在6.00质量％以下的范围并适当调整Ti等其他合金元素的添加量后，实施热轧而制成热轧板。接着，将该热轧板通过酸洗而除去氧化皮，然后，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，进一步以30％以上的压下率进行冷轧而制成冷轧板。进一步将该冷轧板在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900s后进行冷却。
通过经由上述工序，上述冷轧板形成以面积率计具有15％以上且55％以下的多边形铁素体、8％以上的未再结晶铁素体、15％以上且30％以下的马氏体、并且上述多边形铁素体的平均结晶粒径为4μm以下、上述马氏体的平均结晶粒径为2μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下的组织。此外，将上述冷轧板控制为上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上，能够确保12％以上的利用Mn稳定化的残余奥氏体的体积率。
本发明是基于上述见解而完成的。
即，本发明的主旨构成如下所述。
1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：超过4.20％且在6.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.005％以上且0.200％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计多边形铁素体为15％以上且55％以下、未再结晶铁素体为8％以上和马氏体为15％以上且30％以下以体积率计，残余奥氏体为12％以上，
并且，上述多边形铁素体的平均结晶粒径为4μm以下、上述马氏体的平均结晶粒径为2μm以下、上述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，上述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以上述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上。
2.如上述1所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.如上述1或2所述的高强度钢板，其中，钢组织中进一步含有以面积率计为2％以上的具有hcp结构的ε相。
4.如上述1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，上述残余奥氏体中的C量以与上述残余奥氏体中的Mn量的关系计满足下式，
0.04×[Mn量]+0.056-0.180≤[C量]≤0.04×[Mn量]+0.056+0.180
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)，
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
5.如上述1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
6.一种高强度热镀锌钢板，其是上述1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀锌层的高强度热镀锌钢板。
7.一种高强度热镀铝钢板，其是上述1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀铝层的高强度热镀铝钢板。
8.一种高强度电镀锌钢板，其是上述1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备电镀锌层的高强度电镀锌钢板。
9.一种高强度钢板的制造方法，其为上述1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却。
10.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其为上述6所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施镀锌处理，或者在实施镀锌处理后进一步在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
11.一种高强度热镀铝钢板的制造方法，其为上述7所述的高强度热镀铝钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施热镀铝处理。
12.一种高强度电镀锌钢板的制造方法，其为上述8所述的高强度电镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有上述1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施电镀锌处理。
发明效果
根据本发明，可以得到TS为980MPa以上、YR为68％以上的成形性优良的高屈服比型高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。
附图说明
图1是表示拉伸加工的加工度与残余奥氏体量的关系的图。
图2是表示赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体体积率而得到的值与钢板的伸长率的关系的图。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明中将钢的成分组成限定于本发明的范围的理由进行说明。需要说明的是，以下的钢、板坯的成分组成中的％表示是指质量％。另外，钢、板坯的成分组成的余量为Fe和不可避免的杂质。
C：0.030％以上且0.250％以下
C是用于使马氏体等低温相变相生成而使强度升高的必要元素。另外，C也是对于提高残余奥氏体的稳定性、提高钢的延展性有效的元素。在此，C量低于0.030％时，难以确保期望的马氏体的面积率，得不到期望的强度。另外，难以确保充分的残余奥氏体的体积率，得不到良好的延展性。另一方面，使C超过0.250％而过量添加时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验时和扩孔试验时裂纹的传播容易发展，弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，C的过量添加会使焊接部和热影响部的硬化显著，焊接部的机械特性降低，因此，点焊性、电弧焊性等劣化。从这些观点考虑，C量设定为0.030％以上且0.250％以下的范围。优选为0.080％以上且0.200％以下的范围。
Si：0.01％以上且3.00％以下
Si使铁素体的加工硬化能力提高，因此是对于确保良好的延展性有效的元素。Si量低于0.01％时，其添加效果变得不足，因此，将下限设定为0.01％。另一方面，超过3.00％的Si的过量添加不仅引起钢的脆化，而且因红色氧化皮等的产生而引起表面性状的劣化。因此，Si量设定为0.01％以上且3.00％以下的范围。优选为0.20％以上且2.00％以下的范围。
Mn：超过4.20％且在6.00％以下
Mn在本发明中是极其重要的元素。Mn是使残余奥氏体稳定化的元素，对于确保良好的延展性有效。此外，Mn也是能够通过固溶强化而使钢的强度升高的元素。另外，通过残余奥氏体中的Mn富集，能够确保2％以上的具有hcp结构的ε相，并且能够确保使残余奥氏体大量至以体积率计为12％以上。这样的效果在钢中的Mn量超过4.20％而首次观察到。另一方面，Mn量超过6.00％的过量添加成为成本升高的主要原因。从这样的观点考虑，Mn量设定为超过4.20％且6.00％以下的范围。优选为4.80％以上且6.00％以下的范围。
P：0.001％以上且0.100％以下
P是具有固溶强化的作用、可以根据期望的强度进行添加的元素。另外，P也是促进铁素体相变、对于钢板的复合组织化也有效的元素。为了得到这样的效果，需要使钢板中的P量为0.001％以上。另一方面，P量超过0.100％时，会导致焊接性的劣化，并且，在对锌镀层进行合金化处理的情况下，会使合金化速度降低而损害锌镀层的品质。因此，P量设定为0.001％以上且0.100％以下、优选为0.005％以上且0.050％以下的范围。
S：0.0001％以上且0.0200％以下
S在晶界偏析而在热加工时使钢脆化，并且以硫化物的形式存在而使钢板的局部变形能力降低。因此，S量设定为0.0200％以下、优选为0.0100％以下、更优选为0.0050％以下。但是，从生产技术上的制约考虑，S量设定为0.0001％以上。因此，S量设定为0.0001％以上且0.0200％以下的范围。优选为0.0001％以上且0.0100％以下、更优选为0.0001％以上且0.0050％以下的范围。
N：0.0005％以上且0.0100％以下
N是使钢的耐时效性劣化的元素。特别是，N量超过0.0100％时，耐时效性的劣化变得显著。因此，N量越少越优选，从生产技术上的制约考虑，N量设定为0.0005％以上。因此，N量设定为0.0005％以上且0.0100％以下、优选为0.0010％以上且0.0070％以下的范围。
Ti：0.005％以上且0.200％以下
Ti在本发明中是极其重要的添加元素。Ti对于钢的析出强化有效，并且能够确保期望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。此外，通过利用比较硬质的未再结晶铁素体，能够减小与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，也有助于延伸凸缘性的提高。而且，这些效果通过添加0.005％以上的Ti量而得到。另一方面，钢板中的Ti量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。
因此，Ti的添加中，将其量设定为0.005％以上且0.200％以下的范围。优选为0.010％以上且0.100％以下的范围。
含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素
Al是使铁素体与奥氏体的双相区扩大、对于退火温度依赖性的降低、即材质稳定性有效的元素。另外，Al还是作为脱氧剂发挥作用、对于钢的洁净度维持有效的元素。但是，Al量低于0.01％时，其添加效果不足，因此，将下限设定为0.01％。另一方面，超过2.00％的大量添加会使连铸时的钢片裂纹产生的危险性增高，使制造性降低。从这样的观点考虑，添加时的Al量设定为0.01％以上且2.00％以下的范围。优选为0.20％以上且1.20％以下的范围。
Nb对于钢的析出强化有效，其添加效果在0.005％以上时得到。另外，与Ti添加的效果同样，能够确保期望的未再结晶铁素体的面积率，有助于钢板的高屈服比化。此外，通过利用比较硬质的未再结晶铁素体，能够减小与硬质第二相(马氏体或残余奥氏体)的硬度差，也有助于延伸凸缘性的提高。另一方面，Nb量超过0.200％时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验时和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加Nb的情况下，设定为0.005％以上且0.200％以下的范围。优选为0.010％以上且0.100％以下的范围。
B具有抑制铁素体从奥氏体晶界的生成和生长的作用，能够进行随机应变的组织控制，因此，可以根据需要添加。其添加效果在0.0003％以上时得到。另一方面，B量超过0.0050％时，钢板的成形性降低。因此，在添加B的情况下，设定为0.0003％以上且0.0050％以下的范围。优选为0.0005％以上且0.0030％以下的范围。
Ni是使残余奥氏体稳定化的元素，是对于确保良好的延展性有效、并且通过固溶强化使钢的强度升高的元素。其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，超过1.000％而添加时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加Ni的情况下，设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cr、V和Mo具有使强度与延展性的平衡提高的作用，因此是可以根据需要进行添加的元素。其添加效果在Cr：0.005％以上、V：0.005％以上和Mo：0.005％以上时得到。另一方面，使Cr、V和Mo分别Cr：1.000％、V：0.500％和Mo：1.000％而过量添加时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。另外，也成为成本升高的主要原因。因此，在添加这些元素的情况下，分别设定为Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下和Mo：0.005％以上且1.000％以下的范围。
Cu是对于钢的强化有效的元素，在本发明中规定的范围内时，没有障碍地用于钢的强化。另外，其添加效果在0.005％以上时得到。另一方面，添加量超过1.000％而时，硬质的马氏体的面积率变得过大，马氏体的晶界处的微孔增加，在弯曲试验和扩孔试验时裂纹的传播容易发展。其结果，钢板的弯曲性、延伸凸缘性降低。因此，在添加Cu的情况下，设定为0.005％以上且1.000％以下的范围。
从抑制由于钢板表面的氮化、氧化而产生的钢板表层的约数十微米的厚度区域的脱碳的观点考虑，Sn和Sb是可以根据需要添加的元素。通过这样抑制氮化、氧化，能够防止钢板表面的马氏体的面积率减少，对于确保TS、材质稳定性有效。另一方面，超过0.200％而过量添加时，会导致韧性的降低。因此，在添加Sn、Sb的情况下，分别设定为0.002％以上且0.200％以下的范围。
Ta与Ti、Nb同样地，生成合金碳化物、合金碳氮化物而有助于高强度化。此外认为，Ta部分固溶于Nb碳化物、Nb碳氮化物中，生成(Nb,Ta)(C,N)这样的复合析出物，由此具有有效抑制析出物的粗大化、使析出强化对钢板的强度提高的贡献稳定化的效果。因此，在本发明中，优选含有Ta。在此，Ta的添加效果通过使Ta的含量为0.001％以上而得到。另一方面，即使过量添加Ta，其添加效果也饱和，而且合金成本也增加。因此，在添加Ta的情况下，设定为0.001％以上且0.010％以下的范围。
Ca、Mg和REM是用于使硫化物的形状球化、改善硫化物对扩孔性(延伸凸缘性)的不利影响的有效元素。为了得到该效果，分别需要0.0005％以上的添加。另一方面，各自超过0.0050％的过量添加会引起夹杂物等的增加而产生钢板的表面和内部缺陷等。因此，在添加Ca、Mg和REM的情况下，分别设定为0.0005％以上且0.0050％以下的范围。
接着，对显微组织进行说明。
多边形铁素体的面积率：15％以上且55％以下
为了确保充分的延展性，在本发明中，需要使多边形铁素体的面积率为15％以上。另一方面，为了确保980MPa以上的强度，需要将软质的多边形铁素体的面积率抑制为55％以下。优选以面积率计为20％以上且50％以下的范围。需要说明的是，本发明中的多边形铁素体是指比较软质且富有延展性的铁素体。
未再结晶铁素体的面积率：8％以上
未再结晶铁素体的面积率为8％以上在本发明中是极其重要的。在此，未再结晶铁素体对于升高钢板的强度有效，但会导致钢板的延展性的显著降低，因此，通常多使其减少。
但是，在本发明中，利用多边形铁素体和残余奥氏体确保良好的延展性，并且积极地利用比较硬质的未再结晶铁素体，由此，能够在不需要例如以面积率计超过30％的大量的马氏体的情况下确保期望的钢板的TS。
此外，在本发明中，减少了多边形铁素体与马氏体的异相界面量，因此，能够提高钢板的屈服强度(YP)、YR。
为了得到以上的效果，需要使未再结晶铁素体的面积率为8％以上。优选为10％以上。需要说明的是，本发明中的未再结晶铁素体是指在晶粒内包含晶体取向差小于15°的应变的铁素体，是比上述的富有延展性的多边形铁素体更硬质的铁素体。
需要说明的是，在本发明中，未再结晶铁素体的面积率的上限没有特别限制，但由于存在钢板的面内的材质各向异性增大的可能性，因此，优选设定为约45％。
马氏体的面积率：15％以上且30％以下
为了达到980MPa以上的TS，需要使马氏体的面积率为15％以上。另一方面，为了确保良好的延展性，需要将马氏体的面积率限制为30％以下。
在此，在本发明中，铁素体(多边形铁素体和未再结晶铁素体)和马氏体的面积率可以以下述方式求出。
即，对与钢板的轧制方向平行的板厚断面(L断面)进行研磨后，用3体积％硝酸乙醇溶液腐蚀，使用SEM(扫描型电子显微镜)以2000倍的倍率对板厚1/4位置(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的位置)观察10个视野，得到组织图像。使用该得到的组织图像，利用Media Cybernetics公司的Image-Pro分算出10个视野的各组织(铁素体、马氏体)的面积率，可以将这些面积率进行平均来求出。另外，上述的组织图像中，多边形铁素体和未再结晶铁素体呈现灰色的组织(基底组织)，马氏体呈现白色的组织，由此进行识别。
另外，在本发明中，多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率可以以下述方式求出。
即，使用EBSD(Electron BackScatter Diffraction；电子背散射衍射法)，对晶体取向差为2°以上且小于15°的小角度晶界、晶体取向差为15°以上的大角度晶界。然后，以晶粒内包含小角度晶界的铁素体作为未再结晶铁素体，制作IQ图。接着，从制作的IQ图中提取出10个视野，然后，分别求出小角度晶界和大角度晶界的面积，由此，分别算出多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积，求出10个视野的多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。然后，对这些面积率进行平均，求出上述多边形铁素体和未再结晶铁素体的面积率。
残余奥氏体的体积率：12％以上
在本发明中，为了确保充分的延展性，需要使残余奥氏体的体积率为12％以上。优选为14％以上。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体的体积率的上限没有特别限制，对延展性提高的效果小的C、Mn等成分富集稀薄、不稳定的残余奥氏体增加，因此，优选设定为约50％。
另外，残余奥氏体的体积率通过将钢板研磨至板厚方向的1/4面(从钢板表面起在深度方向上相当于板厚的1/4的面)、并测定该板厚1/4面的衍射X射线强度来求出。入射X射线使用MoKα射线，求出残余奥氏体的{111}、{200}、{220}、{311}面的峰的积分强度相对于铁素体的{110}、{200}、{211}面的峰的积分强度的12种全部组合的强度比，将它们的平均值作为残余奥氏体的体积率。
多边形铁素体的平均结晶粒径：4μm以下
多边形铁素体的晶粒的微细化有助于YP、TS的提高。因此，为了确保高YP和高YR、和期望的TS，需要使多边形铁素体的平均结晶粒径为4μm以下。优选设定为3μm以下。
需要说明的是，在本发明中，多边形铁素体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.2μm。
马氏体的平均结晶粒径：2μm以下
马氏体的晶粒的微细化有助于弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)的提高。因此，为了确保高弯曲性、高延伸凸缘性(高扩孔性)，需要将马氏体的平均结晶粒径抑制为2μm以下。优选为1.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，马氏体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.05μm。
残余奥氏体的平均结晶粒径：2μm以下
残余奥氏体的晶粒的微细化有助于延展性的提高、弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)的提高。因此，为了确保良好的延展性、弯曲性、延伸凸缘性(扩孔性)，需要使残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下。优选为1.5μm以下。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体的平均结晶粒径的下限没有特别限制，在工业上优选设定为约0.05μm。
另外，关于多边形铁素体、马氏体和残余奥氏体的平均结晶粒径，使用上述的Image-Pro，求出多边形铁素体晶粒、马氏体晶粒和残余奥氏体晶粒各自的面积，算出圆当量直径，将这些值进行平均来求出。需要说明的是，马氏体和残余奥氏体利用EBSD的相图来识别。需要说明的是，本发明中，在求算上述平均结晶粒径时，均对粒径为0.01μm以上的晶粒进行测定。这是因为，小于0.01μm的晶粒对本发明不会产生影响。
残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值：2.0以上
将残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值设定为2.0以上在本发明中是极其重要的。这是因为，为了确保良好的延展性，需要使富集有Mn的稳定的残余奥氏体增多。
需要说明的是，在本发明中，残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值的上限没有特别限制，从确保延伸凸缘性的观点考虑，优选设定为约16.0。
另外，残余奥氏体中的Mn量(质量％)和多边形铁素体中的Mn量(质量％)可以以下述方式求出。
即，使用EPMA(Electron Probe Micro Analyzer；电子探针显微分析仪)，对板厚1/4位置处的轧制方向断面的Mn在各相中的分布状态进行定量化，接着，对30个残余奥氏体晶粒和30个铁素体晶粒的Mn量进行分析。然后，可以将由该分析结果求出的Mn量进行平均来求出。
在此，本发明的显微组织中，除了上述的多边形铁素体、马氏体等以外，有时还包含粒状铁素体、针状铁素体、贝氏体铁素体、回火马氏体、珠光体和渗碳体等的钢铁板中通常观察到的碳化物(除珠光体中的渗碳体以外)。这些组织在面积率为10％以下的范围时，即使含有也不会损害本发明的效果。
另外，在本发明中，优选在钢组织中含有以面积率计为2％以上的具有hcp结构的ε相。在此，包含大量具有hcp结构的ε相的钢存在脆化的危险性。但是，像本发明这样使适量的具有hcp结构的ε相微细分散于铁素体和未再结晶铁素体的晶界和晶粒内时，在确保良好的强度与延展性的平衡的同时显示出优良的制振性能。
需要说明的是，具有hcp结构的ε相和马氏体和残余奥氏体可以使用EBSD的相图来识别。另外，在本发明中，ε相的面积率的上限没有限制，由于具有脆化的担心，优选设定为约35％。
另外，发明人对于对钢板施加冲压成形、加工后的钢组织进行了深入考察。
结果发现，存在：施加冲压成形、加工时立即发生马氏体相变的残余奥氏体和以残余奥氏体的形式存在至加工量增大、最后发生马氏体相变而产生TRIP现象的残余奥氏体。然后查明了：加工量增大后发生马氏体相变的残余奥氏体多时，特别有效地得到良好的伸长率。
即，选择各种伸长率良好的试样和伸长率低的试样，使拉伸加工的加工度从0改变至20％来测定残余奥氏体量，结果，在加工度与残余奥氏体量之间观察到如图1所示的倾向。在此，加工度是指使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS 5号试验片进行拉伸试验时的伸长率。
如图1所示可知，伸长率良好的试样中，提高加工度时的残余奥氏体的减少的方式平缓。
因此，测定TS为980MPa级、赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的试样的残余奥氏体量，对该值与加工前的残余奥氏体量的比给钢板的总伸长率带来的影响进行了考察。将其结果示于图2中。
如图2所示，在赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工前的残余奥氏体的体积率而得到的值为0.3以上的范围时，可以得到高伸长率，偏离该范围的试样的伸长率低。
因此，在本发明中，优选使赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的钢中残留的残余奥氏体的体积率除以拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。这是因为，能够确保加工量增大后发生马氏体相变的残余奥氏体。
需要说明的是，上述TRIP现象中，必须在冲压成形、加工前存在有残余奥氏体，但残余奥氏体是在由钢的组织中含有的成分元素确定的Ms点(马氏体相变开始点)低至约15℃以下的情况下残留的相。
另外，对本发明中的赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工的工序具体地进行说明时，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS 5号试验片进行拉伸试验，在其伸长率为10％时中断试验。
需要说明的是，残余奥氏体的体积率可以通过已说明的方法来求出。
此外，对满足上述的条件的试样进一步详细地进行了调查，结果获知，在残余奥氏体中的C量与Mn量的关系满足下式的情况下，施加加工时发生显示高加工硬化能力的TRIP现象，显示更良好的伸长率。
0.04×[Mn量]+0.056-0.180≤[C量]≤0.04×[Mn量]+0.056+0.180
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)
通过满足上述条件，能够使作为延展性提高的主要因素的加工诱发相变(TRIP)现象断续地表现至钢板的加工最后阶段为止，能够实现所谓稳定的残余奥氏体的生成。
另外，残余奥氏体中的C量(质量％)可以通过以下的步骤求出。
即，使用上述的EPMA，对板厚1/4位置处的轧制方向断面的C在各相中的分布状态进行定量化。接着，对30个残余奥氏体晶粒的C量进行分析。然后，将由其分析结果求出的C量进行平均来求出。
需要说明的是，残余奥氏体中的Mn量(质量％)可以通过与上述残余奥氏体中的C量相同的步骤求出。
接着，对制造条件进行说明。
钢坯的加热温度：1100℃以上且1300℃以下
钢坯(或仅称为板坯)的加热阶段中存在的析出物在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，对强度没有贡献。因此，需要使铸造时析出的Ti、Nb系析出物再溶解。
在此，钢坯的加热温度低于1100℃时，碳化物的充分溶解是困难的，并且产生因轧制载荷的增大引起的热轧时的故障发生的危险增大等问题。因此，钢坯的加热温度需要设定为1100℃以上。
另外，从将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、减少钢板表面的裂纹、凹凸从而实现平滑的钢板表面的观点考虑，也需要将钢坯的加热温度设定为1100℃以上。
另一方面，钢坯的加热温度超过1300℃时，氧化皮损失随着氧化量的增加而增大。因此，钢坯的加热温度需要设定为1300℃以下。因此，板坯的加热温度设定为1100℃以上且1300℃以下。优选为1150℃以上且1250℃以下的范围。
为了防止宏观偏析，钢坯优选通过连铸法来制造，但也可以通过铸锭法、薄板坯铸造法等来制造。另外，在本发明中，可以应用制造钢坯后、先冷却至室温、然后再次加热的现有方法。此外，在本发明中，也可以没有问题地应用不冷却至室温而以温片的状态装入到加热炉中、或者稍微进行保热后直接进行轧制等的、直送轧制/直接轧制等节能工艺。另外，将钢坯在通常的条件下利用粗轧制成薄板坯，但在使加热温度较低的情况下，从防止热轧时的故障的观点考虑，优选在精轧前使用板带加热器等对薄板坯进行加热。
热轧的精轧出口侧温度：750℃以上且1000℃以下
将加热后的钢坯通过粗轧和精轧进行热轧而形成热轧钢板。此时，精轧出口侧温度超过1000℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加，钢基与氧化物的界面变粗，实施酸洗、冷轧后的钢板的表面品质有劣化的倾向。另外，在酸洗后，在局部存在热轧氧化皮的残留等时，对钢板的延展性、延伸凸缘性产生不利影响。此外，结晶粒径变得过度粗大，有时会在加工时产生冲压品的表面粗糙。另一方面，精轧出口侧温度低于750℃时，轧制载荷增大，奥氏体在未再结晶状态下的压下率变高。其结果，钢板中异常的织构发达，最终制品中的面内各向异性变得显著，会损害材质的均匀性(材质稳定性)，不仅如此，钢板的延展性本身也降低。
因此，本发明中，需要将热轧的精轧出口侧温度设定为750℃以上且1000℃以下。优选为800℃以上且950℃以下的范围。
热轧后的平均卷取温度：300℃以上且750℃以下
热轧后的平均卷取温度超过750℃时，热轧板组织的铁素体的结晶粒径增大，难以确保最终退火板的期望的强度。另一方面，热轧后的平均卷取温度低于300℃时，热轧板强度升高，冷轧中的轧制负荷增大，或者产生板形状的不良，因此，生产率降低。因此，需要将热轧后的平均卷取温度设定为300℃以上且750℃以下的范围。优选为400℃以上且650℃以下的范围。
需要说明的是，在本发明中，也可以在热轧时将粗轧板彼此接合而连续地进行精轧。另外，先对粗轧板进行卷取也没有关系。另外，为了降低热轧时的轧制载荷，可以将精轧的一部分或全部设定为润滑轧制。从钢板形状的均匀化、材质的均匀化的观点考虑，进行润滑轧制也是有效的。需要说明的是，润滑轧制时的摩擦系数优选设定为0.10以上且0.25以下。
对经过上述工序而制造的热轧板进行酸洗。酸洗能够除去钢板表面的氧化物，因此，对于确保最终制品的高强度钢板的良好的化学转化处理性、镀层品质是重要的。另外，酸洗可以进行一次，也可以分为多次进行。
热轧板退火(热处理)：在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下
在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下在本发明中是极其重要的。
热轧板退火的退火温度低于Ac1相变点+20℃或超过Ac1相变点+120℃时、另外保持时间少于600s时，均会使Mn向奥氏体中的富集不进行，在最终退火后难以确保充分的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，保持超过21600s时，Mn向奥氏体中的富集饱和，对最终退火后得到的延展性的效力减小，不仅如此，也成为成本升高的主要原因。
因此，本发明的热轧板退火(热处理)中，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下的时间。
需要说明的是，上述热处理方法可以为连续退火、分批退火中的任意一种退火方法。另外，上述的热处理后冷却至室温，但其冷却方法和冷却速度没有特别规定，可以为分批退火中的炉冷、空冷和连续退火中的喷气冷却、喷雾冷却和水冷等中的任意一种冷却。另外，酸洗根据常规方法进行即可。
冷轧的压下率：30％以上
本发明的冷轧中，将压下率设定为30％以上。通过以30％以上的压下率实施冷轧，在热处理时微细地生成奥氏体。其结果，可以在钢板中得到微细的残余奥氏体和马氏体，强度-延展性平衡提高。另外，钢板的弯曲性和延伸凸缘性(扩孔性)也提高。
需要说明的是，在本发明中，冷轧的压下率的上限没有特别限制，从防止冷轧的载荷过大的观点考虑，优选设定为约85％。
冷轧板退火(热处理)：在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900s
在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20～900s在本发明中是极其重要的。冷轧板的退火温度低于Ac1相变点或超过Ac1相变点+100℃时、另外保持时间少于20s时，均会使Mn向奥氏体中的富集不进行，难以确保充分的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，超过900s而保持时，未再结晶铁素体的面积率降低，铁素体与硬质第二相(马氏体和残余奥氏体)的异相界面量增加，YP降低，并且YR也降低。
实施热镀锌处理
在本发明中，实施热镀锌处理时，将上述的实施冷轧板退火(热处理)后的钢板浸渍到440℃以上且500℃以下的锌镀浴中，实施热镀锌处理。然后，通过气体擦拭等调整钢板表面的镀层附着量。需要说明的是，热镀锌优选使用Al量为0.10质量％以上且0.22质量％以下的锌镀浴。
进一步实施热镀锌层的合金化处理时，可以在上述热镀锌处理后在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施锌镀层的合金化处理。在此，在超过600℃的温度下进行合金化处理时，未相变奥氏体相变为珠光体，无法确保期望的残余奥氏体的体积率，延展性降低。另一方面，合金化处理温度低于450℃时，合金化不会进行，难以生成合金层。因此，在进行锌镀层的合金化处理时，在450℃以上且600℃以下的温度范围内实施处理。
其他的制造方法的条件没有特别限定，从生产率的观点考虑，上述的退火、热镀锌层、锌镀层的合金化处理等的一系列处理优选在作为热镀锌线的CGL(ContinuousGalvanizing Line)中进行。
另外，在实施热镀铝处理时，将实施上述退火处理后的钢板浸渍到660～730℃的铝镀浴中，实施热镀铝处理。然后，通过气体擦拭等调整镀层附着量。另外，具有铝镀浴温度符合Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围的组成的钢板通过热镀铝处理而进一步生成微细且稳定的残余奥氏体，因此，能够进一步提高延展性，因此优选。
此外，在本发明中，可以实施电镀锌处理。此时的电镀锌处理中，条件没有特别限定，优选以使覆膜厚度为5μm～15μm的范围的方式对电镀锌处理的条件进行调整。
在此，在本发明中，对于上述的“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”、“高强度热镀铝钢板”和“高强度电镀锌钢板”，可以以进行形状矫正、表面粗糙度的调整等为目的而进行表面光轧。表面光轧的压下率优选为0.1％以上且2.0％以下的范围。
表皮光轧的压下率小于0.1％时，表皮光轧的效果小，还难以控制，因此，0.1％成为适合范围的下限。另一方面，表皮光轧的压下率超过2.0％时，钢板的生产率显著降低，因此，将2.0％设定为适合范围的上限。
需要说明的是，表皮光轧可以在线进行，也可以离线进行。另外，可以一次性进行目标压下率的表皮光轧，也可以分为多次。
此外，也可以对本发明的“高强度钢板”、“高强度热镀锌钢板”、“高强度热镀铝钢板”和“高强度电镀锌钢板”实施使用树脂、油脂的涂覆等各种涂装处理。
实施例
将具有表1所示的成分组成、余量由Fe和不可避免的杂质构成的钢利用转炉进行熔炼，通过连铸法制成板坯。将所得到的板坯在表2所示的条件下制成以下的各种钢板。
即，热轧后，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下进行退火，冷轧后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下进行退火。然后，得到高强度冷轧钢板(CR)，进一步实施镀锌处理，得到热镀锌钢板(GI)、合金化热镀锌钢板(GA)、热镀铝钢板(Al)和电镀锌钢板(EG)等。
需要说明的是，作为热镀锌浴，在热镀锌钢板(GI)中使用含有0.19质量％的Al的锌浴，另外，在合金化热镀锌钢板(GA)中使用含有0.14质量％的Al的锌浴。另外，浴温均设定为465℃、镀层附着量均设定为每单面45g/m2(两面镀层)。此外，GA中，以使镀层中的Fe浓度为9质量％以上且12质量％以下的方式进行调整。热镀铝钢板用的热镀铝浴的浴温设定为700℃。
对这样得到的钢板的断面显微组织、拉伸特性、扩孔性和弯曲性等分别进行考察，将其结果示于表3和4中。
Ac1相变点使用以下的公式来求出。
Ac1相变点(℃)
＝751-16×(％C)+11×(％Si)-28×(％Mn)-5.5×(％Cu)-16×(％Ni)+13×(％Cr)+3.4×(％Mo)
在此，(％C)、(％Si)、(％Mn)、(％Ni)、(％Cu)、(％Cr)和(％Mo)为各元素的钢中含量(质量％)。
拉伸试验中，使用以使拉伸方向为与钢板的轧制方向成直角的方向的方式裁取样品而得到的JIS5号试验片，依据JIS Z 2241(2011年)来进行，测定YP、YR、TS和EL。另外，YR是YP除以TS并用百分率表示的值。需要说明的是，在本发明中，将YR≥68％并且TS×EL≥22000MPa·％的情况判断为良好。另外，将在TS：980MPa级下为EL≥26％、在TS：1180MPa级下为EL≥22％、在TS：1470MPa级下为EL≥18％的情况分别判断为良好。另外，在本实施例中，TS：980MPa级是指TS为980MPa以上且低于1180MPa的钢板，TS：1180MPa级是指TS为1180MPa以上且低于1470MPa的钢板，TS：1470MPa级是指TS为1470MPa以上且低于1760MPa的钢板。
弯曲试验基于JIS Z 2248(1996年)的V形块法来实施测定。对于弯曲部外侧，利用实体显微镜判定裂纹的有无，将未产生裂纹的最小的弯曲半径作为极限弯曲半径R。需要说明的是，在本发明中，将90°V弯曲中的极限弯曲满足R/t≤2.0(t：钢板的板厚)的情况判定为钢板的弯曲性良好。
关于扩孔性，依据JIS Z 2256(2010年)来进行。将所得到的各钢板切割成100mm×100mm后，以12％±1％的间隙冲裁出直径10mm的孔。接着，在使用内径75mm的冲模以9ton(88.26kN)的按压力按压的状态下，将60°圆锥的冲头压入孔中，测定裂纹产生极限的孔直径。然后，由下式求出极限扩孔率λ(％)，根据该极限扩孔率的值对扩孔性进行评价。
极限扩孔率λ(％)＝{(Df-D0)/D0}×100
其中，Df为裂纹产生时的孔径(mm)、D0为初始孔径(mm)。需要说明的是，在本发明中，将在TS：980MPa级下为λ≥20％、在TS：1180MPa级下为λ≥15％、在TS：1470MPa级下为λ≥10％的情况分别判断为良好。
关于热轧的通板性，在热轧的精轧温度降低、奥氏体在未再结晶状态下的压下率增高、或者成为在奥氏体与铁素体的双相区的轧制的情况等，拟制成因轧制载荷的增大而使热轧时的板形状的不良等故障发生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
同样地，关于冷轧的通板性，在热轧的卷取温度降低、热轧板的钢组织以贝氏体、马氏体等低温相变相为主体的情况等，拟制成因轧制载荷的增大而使冷轧时的板形状的不良等故障发生的危险增大的情况，将该情况判断为不良。
关于最终退火板的表面性状，将无法将板坯表层的气泡、偏析等缺陷刮掉、钢板表面的裂纹、凹凸增大、得不到平滑的钢板表面的情况判断为不良。另外，关于最终退火板的表面性状，将氧化物(氧化皮)的生成量急剧增加、钢基与氧化物的界面变粗、酸洗、冷轧后的表面品质劣化的情况、在酸洗后在局部存在热轧氧化皮的残留等的情况也判断为不良。
关于生产率，对(1)产生热轧板的形状不良、(2)为了进入下一工序而需要热轧板的形状矫正时、(3)退火处理的保持时间长时等的生产周期成本进行评价。而且，将不属于(1)～(3)中的任意一种的情况判断为“良好”，将属于(1)～(3)中的任意一种的情况判断为“不良”。
求出赋予10％拉伸加工时的残余奥氏体的残留的体积率除以加工(赋予10％)前的残余奥氏体体积率而得到的值。需要说明的是，残余奥氏体体积率依据已说明的方法来进行测定。
将测定结果一并记载于表3中。
依据已说明的方法来测定残余奥氏体中的C量(质量％)和残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
将测定结果一并记载于表3中。
[表2]
下划线部：表示本发明范围外。
*CR：冷轧板(未镀覆)、Gl：热镀锌钢板(未进行锌镀层的合金化处理)、
GA：合金化热镀锌钢板、Al：热镀铝钢板、EG：电镀锌钢板
[表4]
由以上的结果可知，根据本发明，均得到了具有980MPa以上的TS、并且YR为68％以上的成形性优良且具有高屈服比的高强度钢板。另一方面，比较例中，YR、TS、EL、λ和R/t中的至少一项特性较差。另外，含有以面积率计为2％以上的ε相时，观察到钢板的更良好的强度与延展性的平衡。
产业上的可利用性
根据本发明，均能够制造具有980MPa以上的TS并且YR为68％以上且TS×EL≥22000MPa·％的成形性优良且具有高屈服比的高强度钢板。通过将本发明的高强度钢板应用于例如汽车结构构件中，能够实现车身轻量化所带来的燃料效率改善，产业上的利用价值极大。

Claims (12)

1.一种高强度钢板，其中，
成分组成以质量％计含有C：0.030％以上且0.250％以下、Si：0.01％以上且3.00％以下、Mn：超过4.20％且在6.00％以下、P：0.001％以上且0.100％以下、S：0.0001％以上且0.0200％以下、N：0.0005％以上且0.0100％以下和Ti：0.005％以上且0.200％以下，余量由Fe和不可避免的杂质构成，
钢组织以面积率计多边形铁素体为15％以上且55％以下、未再结晶铁素体为8％以上和马氏体为15％以上且30％以下，以体积率计残余奥氏体为12％以上，
并且，所述多边形铁素体的平均结晶粒径为4μm以下、所述马氏体的平均结晶粒径为2μm以下、所述残余奥氏体的平均结晶粒径为2μm以下，所述残余奥氏体中的Mn量(质量％)除以所述多边形铁素体中的Mn量(质量％)而得到的值为2.0以上。
2.如权利要求1所述的高强度钢板，其中，进一步以质量％计含有选自Al：0.01％以上且2.00％以下、Nb：0.005％以上且0.200％以下、B：0.0003％以上且0.0050％以下、Ni：0.005％以上且1.000％以下、Cr：0.005％以上且1.000％以下、V：0.005％以上且0.500％以下、Mo：0.005％以上且1.000％以下、Cu：0.005％以上且1.000％以下、Sn：0.002％以上且0.200％以下、Sb：0.002％以上且0.200％以下、Ta：0.001％以上且0.010％以下、Ca：0.0005％以上且0.0050％以下、Mg：0.0005％以上且0.0050％以下和REM：0.0005％以上且0.0050％以下中的至少一种元素。
3.如权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，钢组织中进一步含有以面积率计为2％以上的具有hcp结构的ε相。
4.如权利要求1～3中任一项所述的高强度钢板，其中，所述残余奥氏体中的C量以与所述残余奥氏体中的Mn量的关系计满足下式，0.04×[Mn量]+0.056-0.180≤[C量]≤0.04×[Mn量]+0.056+0.180
[C量]：残余奥氏体中的C量(质量％)，
[Mn量]：残余奥氏体中的Mn量(质量％)。
5.如权利要求1～4中任一项所述的高强度钢板，其中，赋予以伸长率值计为10％的拉伸加工后的残余奥氏体的体积率除以该拉伸加工前的残余奥氏体体积率而得到的值为0.3以上。
6.一种高强度热镀锌钢板，其是权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀锌层的高强度热镀锌钢板。
7.一种高强度热镀铝钢板，其是权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备热镀铝层的高强度热镀铝钢板。
8.一种高强度电镀锌钢板，其是权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板进一步具备电镀锌层的高强度电镀锌钢板。
9.一种高强度钢板的制造方法，其为权利要求1～5中任一项所述的高强度钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却。
10.一种高强度热镀锌钢板的制造方法，其为权利要求6所述的高强度热镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施镀锌处理，或者在实施镀锌处理后进一步在450℃以上且600℃以下实施合金化处理。
11.一种高强度热镀铝钢板的制造方法，其为权利要求7所述的高强度热镀铝钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施热镀铝处理。
12.一种高强度电镀锌钢板的制造方法，其为权利要求8所述的高强度电镀锌钢板的制造方法，其中，
将具有权利要求1或2所述的成分组成的钢坯加热至1100℃以上且1300℃以下，在750℃以上且1000℃以下的精轧出口侧温度下进行热轧，在300℃以上且750℃以下卷取，接着，通过酸洗而除去氧化皮，在Ac1相变点+20℃以上且Ac1相变点+120℃以下的温度范围内保持600s以上且21600s以下，以30％以上的压下率进行冷轧，然后，在Ac1相变点以上且Ac1相变点+100℃以下的温度范围内保持20s以上且900s以下进行冷却，接着，实施电镀锌处理。
CN201580058551.6A 2014-10-30 2015-10-29 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法 Active CN107075643B (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2014221901 2014-10-30
JP2014-221901 2014-10-30
PCT/JP2015/005458 WO2016067624A1 (ja) 2014-10-30 2015-10-29 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN107075643A true CN107075643A (zh) 2017-08-18
CN107075643B CN107075643B (zh) 2019-03-26

Family

ID=55856988

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201580058551.6A Active CN107075643B (zh) 2014-10-30 2015-10-29 高强度钢板、高强度热镀锌钢板、高强度热镀铝钢板和高强度电镀锌钢板、以及它们的制造方法

Country Status (7)

Country Link
US (1) US10550446B2 (zh)
EP (1) EP3214193B1 (zh)
JP (1) JP6179675B2 (zh)
KR (1) KR101915917B1 (zh)
CN (1) CN107075643B (zh)
MX (1) MX2017005568A (zh)
WO (1) WO2016067624A1 (zh)

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109837459A (zh) * 2017-11-28 2019-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢带的制造方法
CN111601906A (zh) * 2018-01-17 2020-08-28 杰富意钢铁株式会社 高强度合金化电镀锌钢板及其制造方法
CN111936658A (zh) * 2018-03-30 2020-11-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113454244A (zh) * 2019-02-25 2021-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
TWI780518B (zh) * 2019-11-29 2022-10-11 中國商寶山鋼鐵股份有限公司 具有優異漆膜附著力的熱成形部件及其製造方法
US11661642B2 (en) 2018-03-30 2023-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same

Families Citing this family (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US10550446B2 (en) 2014-10-30 2020-02-04 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
US10954578B2 (en) 2014-10-30 2021-03-23 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
WO2017026125A1 (ja) * 2015-08-11 2017-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板用素材、高強度鋼板用熱延材、高強度鋼板用熱延焼鈍材、高強度鋼板、高強度溶融めっき鋼板および高強度電気めっき鋼板と、これらの製造方法
EP3382049B1 (en) * 2015-11-26 2023-05-10 JFE Steel Corporation Method for manufacturing cold-rolled steel sheet for high-strength hot-dip galvanized steel sheet, method for manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheet
JP6210184B1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
WO2017183349A1 (ja) * 2016-04-19 2017-10-26 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
MX2018012659A (es) * 2016-04-19 2019-02-28 Jfe Steel Corp Lamina de acero, lamina de acero recubierta, y metodos para la fabricacion de las mismas.
DE102016117502A1 (de) * 2016-09-16 2018-03-22 Salzgitter Flachstahl Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Warm- oder Kaltbandes und/oder eines flexibel gewalzten Stahlflachprodukts aus einem hochfesten manganhaltigen Stahl und Stahlflachprodukt hiernach
CN109937265B (zh) * 2016-11-16 2021-08-24 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN109963958B (zh) * 2016-11-16 2021-04-20 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
JP6624136B2 (ja) * 2017-03-24 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法、抵抗スポット溶接継手、ならびに自動車用部材
EP3421629B1 (en) * 2017-06-28 2020-04-22 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength high ductility steel with superior formability
WO2019122964A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Steel sheet having excellent toughness, ductility and strength, and manufacturing method thereof
US11643700B2 (en) * 2018-03-30 2023-05-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method thereof
JP6683291B2 (ja) * 2018-04-03 2020-04-15 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
JP6683292B2 (ja) * 2018-04-03 2020-04-15 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
WO2020011911A1 (en) * 2018-07-11 2020-01-16 Tata Steel Nederland Technology B.V. Process for producing a high strength cold-rolled and heat-treated steel strip and product produced thereby
CN110726064A (zh) 2018-07-17 2020-01-24 欣诺冷弯型钢产业研究院（曹妃甸）有限公司 一种角部增厚冷热复合成型的方矩形钢管及制备方法
JP6687171B1 (ja) * 2018-07-18 2020-04-22 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102109265B1 (ko) * 2018-09-04 2020-05-11 주식회사 포스코 항복강도비가 우수한 초고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
JP7481652B2 (ja) 2020-10-12 2024-05-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
CN103502496A (zh) * 2011-04-25 2014-01-08 杰富意钢铁株式会社 加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103890202A (zh) * 2011-10-24 2014-06-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法

Family Cites Families (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS61157625A (ja) 1984-12-29 1986-07-17 Nippon Steel Corp 高強度鋼板の製造方法
JP2588420B2 (ja) 1988-04-11 1997-03-05 日新製鋼株式会社 延性の良好な超高強度鋼材の製造方法
JP4288364B2 (ja) 2004-12-21 2009-07-01 株式会社神戸製鋼所 伸びおよび伸びフランジ性に優れる複合組織冷延鋼板
JP5440375B2 (ja) 2010-05-17 2014-03-12 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5949253B2 (ja) 2012-07-18 2016-07-06 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
US10550446B2 (en) 2014-10-30 2020-02-04 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003138345A (ja) * 2001-08-20 2003-05-14 Kobe Steel Ltd 局部延性に優れた高強度高延性鋼および鋼板並びにその鋼板の製造方法
CN103502496A (zh) * 2011-04-25 2014-01-08 杰富意钢铁株式会社 加工性和材质稳定性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103797145A (zh) * 2011-09-16 2014-05-14 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN103890202A (zh) * 2011-10-24 2014-06-25 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度钢板的制造方法

Cited By (10)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN109837459A (zh) * 2017-11-28 2019-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢带的制造方法
JP2020041212A (ja) * 2017-11-28 2020-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼帯の製造方法
CN111601906A (zh) * 2018-01-17 2020-08-28 杰富意钢铁株式会社 高强度合金化电镀锌钢板及其制造方法
CN111936658A (zh) * 2018-03-30 2020-11-13 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN111936658B (zh) * 2018-03-30 2021-11-02 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
US11661642B2 (en) 2018-03-30 2023-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
US11788163B2 (en) 2018-03-30 2023-10-17 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN113454244A (zh) * 2019-02-25 2021-09-28 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN113454244B (zh) * 2019-02-25 2023-03-03 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
TWI780518B (zh) * 2019-11-29 2022-10-11 中國商寶山鋼鐵股份有限公司 具有優異漆膜附著力的熱成形部件及其製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3214193A1 (en) 2017-09-06
MX2017005568A (es) 2017-06-23
KR101915917B1 (ko) 2018-11-06
EP3214193A4 (en) 2017-12-06
US10550446B2 (en) 2020-02-04
KR20170074995A (ko) 2017-06-30
CN107075643B (zh) 2019-03-26
EP3214193B1 (en) 2019-03-06
JP6179675B2 (ja) 2017-08-16
JPWO2016067624A1 (ja) 2017-05-25
WO2016067624A8 (ja) 2017-03-02
WO2016067624A1 (ja) 2016-05-06
US20170327919A1 (en) 2017-11-16

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN109072380B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
JP6179675B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
CN111936658B (zh) 高强度钢板及其制造方法
JP6179674B2 (ja) 高強度鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高強度溶融アルミニウムめっき鋼板および高強度電気亜鉛めっき鋼板、ならびに、それらの製造方法
JP6179676B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6179677B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN107075627B (zh) 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
CN109477185B (zh) 高强度薄钢板及其制造方法
CN111936656B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109963958B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN108779536B (zh) 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
CN114585766B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114981457A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
CN114585765B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN113454244B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN109937265B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114555845B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114585761A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114585758B (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
CN114585759A (zh) 高强度钢板和碰撞吸收构件以及高强度钢板的制造方法
JP6210183B1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
JP6210184B1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、およびそれらの製造方法
CN116806274A (zh) 高强度钢板及其制造方法

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