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CN110337505B - 高强度钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本申请发明目的在于提供一种回弹量小、具有宽度方向材质均匀性的屈服强度550MPa以上的高强度钢板及其制造方法。本申请发明的高强度钢板具有特定的成分组成和如下的微观组织，所述微观组织含有铁素体相、以面积率计40～70％的马氏体相、以面积率计5～30％的贝氏体相，在轧制直角方向的板厚截面中，马氏体相的平均粒径为2～8μm，铁素体相的平均粒径为11μm以下，铁素体相的平均粒径为马氏体相的平均粒径的3.0倍以下，屈服强度(YP)为550MPa以上。

Description

高强度钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种主要用作汽车部件的高强度钢板及其制造方法。详细而言是一种屈服强度为550MPa以上、宽度方向材质均匀性优异的高强度钢板及其制造方法。
背景技术
近年来，在关于移动体的行业、例如汽车行业，从保护地球环境的观点出发，为了减少二氧化碳CO2排放量，改善汽车的燃油效率始终是重要的课题。要提高汽车的燃油效率，有效的是实现汽车车体的轻型化。为了汽车车体的轻型化，需要在维持汽车车体的强度的同时实现车体的轻型化。因此，如果能够使成为汽车部件用坯材的钢板高强度化，减薄上述坯材而使部件轻型化，或简化结构而减少零件数等，则能够实现汽车车体的轻型化。
然而，以钢板为坯材的汽车部件大多通过冲压加工等而成型，由此对成为汽车部件用坯材的钢板要求高强度。另外，如果对局部强度不同的钢板进行冲压成型，则回弹量与强度呈比例地变化，发生部件扭曲的现象。因此，为了获得具有所希望的强度和尺寸、形状精度的部件，使成为坯材的钢板的强度和加工性在钢板的宽度方向上均匀也是极其重要的。
在专利文献1中，公开了980MPa以上的钢板形状和形状冻结性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。另外，在专利文献2中，公开了伸长率和拉伸凸缘性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法。另外，专利文献3中公开了成型性和耐冲击性优异的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法。
现有技术文献
专利文献
专利文献1:日本特开2014-196557号公报
专利文献2:日本特开2005-213640号公报
专利文献3:日本特开第4893844号公报
发明内容
对于专利文献1、专利文献2、专利文献3所记载的高强度钢板中的任一个，即使马氏体相(包括回火马氏体)和铁素体相的硬度之差小，如果尺寸之差变大，则在成型时回弹量发生变化，也会导致部件扭曲的现象，实用上仍然存在课题。
如上述那样，在现有的技术中，材质均匀性均存在课题。本发明有利地解决上述现有技术所存在的问题，目的在于提供一种回弹量小、具有宽度方向材质均匀性的屈服强度550MPa以上的高强度钢板及其制造方法。
为了实现上述的目的，本发明的发明人等对钢的微观组织进行了深入研究，其结果获得下述所示的见解。
(1)宽度方向的材质变化容易受到能够从轧制直角方向的板厚截面观察到的微观组织的影响。
(2)宽度方向的材质变化有因用于调整退火温度、冷却速度的温度等的温度不均而发生的趋势。通过采用特定的成分组成和特定的制造方法而使在相对于轧制方向为直角方向上切断钢板时出现的板厚截面的微观组织成为特定的微观组织，能够抑制上述材质变化。
(3)如果马氏体相和铁素体相粗大化，则局部产生硬质部分和软质部分，有宽度方向的材质变化变大的趋势。
本发明基于以上的见解而完成。更具体而言，本发明提供以下技术方案。
[1]一种高强度钢板，其特征在于，具有如下的成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计含有C：0.05～0.15％、Si：0.010～2.0％、Mn：1.8～3.2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～2.0％、Mo：0.03～0.50％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成，所述微观组织中含有铁素体相、以面积率计40～70％的马氏体相、以面积率计5～30％的贝氏体相，在轧制直角方向的板厚截面中，马氏体相的平均粒径为2～8μm，铁素体相的平均粒径为11μm以下，铁素体相的平均粒径为马氏体的平均粒径的3.0倍以下，屈服强度(YP)为550MPa以上。
[2]根据[1]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，还含有B：0.0001～0.005％。
[3]根据[1]或者[2]所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，还含有Ti：0.005～0.04％。
[4]根据[1]～[3]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，还含有Cr：1.0％以下。
[5]根据[1]～[4]中任一项所述的高强度钢板，其中，上述成分组成以质量％计，还含有合计1％以下的Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf、V、Nb中的任一种以上。
[6]根据[1]～[5]中任一项所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀层。
[7]根据[6]所述的高强度钢板，其中，上述镀层是热浸镀锌层。
[8]一种高强度钢板的制造方法，其中，具有如下退火工序：将具有[1]～[5]中任一项所述的成分组成的冷轧钢板在Ac1－50℃～Ac1的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上的条件下加热到退火温度，在退火温度：750～900℃、退火时间：30～200秒的条件下进行退火，以10～40℃/s的平均冷却速度冷却到400～600℃，在进行该冷却时利用半径100mm以上的辊进行2次～6次的弯曲-弯曲恢复(曲げ曲げ戻し)。
[9]根据[8]所述的高强度钢板的制造方法，其中，在上述退火工序后，具有进行镀覆处理的镀覆工序。
发明效果
本发明的高强度钢板的屈服强度为550MPa以上，宽度方向材质的均匀性优异。
附图说明
图1是用于说明回弹角度的测定的示意图。
图2是用于说明回弹角度的示意图。
具体实施方式
以下，对本发明的实施方式进行说明。应予说明，本发明不限于以下的实施方式。
对本发明的高强度钢板的成分组成进行说明。在以下的说明中，作为成分含量的单位的“％”是指“质量％”。
C：0.05～0.15％
C是用于生成马氏体相而使强度提高所需的元素。如果C含量小于0.05％，则马氏体相的硬度降低，屈服强度不会达到550MPa以上。另一方面，若C含量超过0.15％则因大量生成渗碳体而导致延展性劣化。另外，宽度方向的材质变化变大。因此，将C含量设为0.05～0.15％。对于下限，优选为0.06％以上。更优选为0.07％以上，进一步优选为0.08％以上。对于上限，优选为0.14％以下，更优选为0.12％以下，进一步优选为0.10％以下。
Si：0.010～2.0％
Si是具有通过固溶强化而提高钢板的硬度的作用的元素。为了稳定地确保屈服强度，将Si含量设为0.010％以上。另一方面，如果Si含量超过2.0％，则渗碳体微细地在马氏体相中析出，延展性劣化。另外，宽度方向的材质变化大。因此，将Si含量设为2.0％以下。对于下限，优选为0.3％以上。更优选为0.5％以上，进一步优选为0.7％以上。对于上限，优选为1.80％以下。更优选为1.70％以下，进一步优选为1.60％以下。
Mn：1.8～3.2％
Mn是具有通过固溶强化而提高钢板的硬度的作用的元素。另外，Mn是抑制铁素体转变而生成马氏体相并使坯材的强度上升的元素。为了稳定地确保屈服强度，Mn含量需要含有1.8％以上。优选为2.0％以上。更优选为2.1％以上，进一步优选为2.2％以上。另一方面，如果Mn含量变多，则因偏析层而成型性降低，或宽度方向的材质变化变大，因此将Mn含量设为3.2％以下。优选为3.0％以下。更优选为2.8％以下，进一步优选为2.7％以下。
P：0.05％以下
P在晶界偏析而降低延展性。因此，将P含量设为0.05％以下。优选为0.03％以下，进一步优选为0.02％以下。另外，P含量的下限没有特别限定，但从制造成本的观点出发，优选为0.0001％以上。
S：0.02％以下
S与Mn结合而形成粗大的MnS，使延展性降低。因此，优选尽可能地减少S含量。本发明中，S含量为0.02％以下即可。优选为0.01％以下，进一步优选为0.002％以下。另外，S含量的下限没有特别限定，但从制造成本的观点出发，优选为0.0001％以上。
Al：0.01～2.0％
如果钢中大量存在氧化物则延展性降低，因此脱氧很重要。另外，Al有时抑制渗碳体的析出。为了获得这些效果，Al含量必须为0.01％以上。另一方面，如果Al含量超过2.0％，则氧化物、氮化物聚集粗大化而延展性降低。因此，将Al含量设为2.0％以下。对于下限，优选为0.02％以上。更优选为0.03％以上，进一步优选为0.05％以上。对于上限，优选为1.5％以下。更优选为0.1％以下。
Mo：0.03～0.50％
Mo在本发明中是用于抑制宽度方向的材质变化很重要的元素。Mo促进奥氏体的成核，使马氏体微细化。另外，通过Mo的晶界偏析而使铁素体微细化。为了获得该效果，Mo的含量必须为0.03％以上。优选为0.05％以上。更优选为0.07％以上，进一步优选为0.10％以上。另一方面，如果Mo含量超过0.50％，则Mo与C的相互作用变强，因此抑制奥氏体中的C的扩散，抑制贝氏体转变。另外，碳化物析出而延展性劣化。优选为0.40％以下，更优选为0.35％以下，进一步优选为0.30％以下。
除了上述的基本成分以外，还可以含有下述的成分(任意成分)。
B：0.0001～0.005％
B抑制由奥氏体相向珠光体相的生成，是有助于确保所希望的马氏体分率(马氏体的面积率)的元素。为了充分获得该效果，B的含量必须为0.0001％以上。优选为0.0010％以上，更优选为0.0015％以上。另一方面，如果B含量超过0.005％，则B形成Fe23(CB)6而使延展性劣化。因此，将B含量设为0.005％以下。优选为0.004％以下，更优选为0.003％以下，进一步优选为0.0020％以下。
Ti：0.005～0.04％
Ti通过与N结合而形成氮化物，从而抑制BN的形成，发挥B的效果的同时，形成TiN而使结晶粒微细化而提高韧性。为了充分获得该效果，需要将Ti含量设为0.005％以上。优选为0.01％以上。另一方面，如果Ti含量超过0.04％，则不仅该效果饱和，而且因为提高轧制负荷而难以稳定地制造钢板。因此，Ti含量设为0.04％以下。优选为0.03％以下。
Cr：1.0％以下
Cr是具有抑制回火脆化的效果的元素。因此，通过添加Cr而进一步增大本发明的效果。为了获得该效果，优选含有0.005％以上。更优选为0.010％以上。然而，如果Cr含量超过1.0％，则形成Cr碳化物，延展性劣化。因此，在含有Cr的情况下，Cr含量设为1.0％以下。优选为0.5％以下。更优选为0.2％以下。
另外，本发明的高强度钢板可以含有合计1％以下的Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf、V、Nb中的任一种以上。优选为0.1％以下，更优选为0.03％以下。另外，下限没有特别限定，但优选合计为0.001％以上。另外，除上述以外的成分是Fe和不可避免的杂质。应予说明，在上述的任意成分其含量存在下限值的情况下，即使以小于上述下限值含有这些任意元素也不会损害本发明的效果。因此，在以小于下限值含有上述任意元素的情况下，使该任意元素作为不可避免的杂质而包含。
接着，对本发明的高强度钢板的微观组织进行说明。
本发明的高强度钢板的微观组织是通过对在板宽方向(相对于轧制方向为直角方向)上切断钢板时出现的板厚截面进行观察而确定的组织。具体而言具有以下的特征。
贝氏体相
本发明的高强度钢板的微观组织以面积率计包含5～30％的贝氏体相。贝氏体相从奥氏体晶界生成，因此贝氏体相的生成对马氏体相的微细化有效。另外，贝氏体相的强度在马氏体与铁素体之间，具有抑制由加工性和硬度导致的材质变化的作用。为了充分获得该效果，贝氏体相的面积分率(面积率)需要设为5％以上。优选为9％以上。更优选为11％以上。另一方面，若贝氏体相的面积率超过30％，则马氏体分率降低，无法获得550MPa以上的屈服强度。因此，将贝氏体相的面积率设为30％以下。优选为25％以下，更优选为20％以下。
马氏体相
本发明的高强度钢板的微观组织以面积率计包含40～70％的马氏体相。马氏体相是硬质相，具有通过转变组织强化而增加钢板的强度的作用。另外，为了使屈服强度为550MPa以上，马氏体相的面积分率(面积率)必须为40％以上。优选为45％以上，更优选为50％以上。另一方面，如果马氏体相的面积率超过70％，则硬质相局部粗大化，材质的均匀性降低。因此，马氏体相的面积率设为70％以下。优选为65％以下，更优选为60％以下。另外，马氏体相包括回火马氏体相、淬火后马氏体相这两者。应予说明，贝氏体和马氏体相的合计优选为55％以上。
另外，对于上述微观组织而言，将马氏体相的平均粒径设为2～8μm。为了使屈服强度设为550MPa以上，需要使马氏体相的平均粒径为2μm以上。优选为4μm以上，更优选为5μm以上。另一方面，如果马氏体相的平均粒径超过8μm，则硬质相局部粗大化，材质的均匀性降低。因此，使马氏体相的平均粒径为8μm以下。优选为7μm以下。
上述的铁素体相的面积率没有特别限定，但优选为5～40％。出于铁素体相加工性优异的理由而优选为5％以上。更优选为11％以上，进一步优选为15％以上。如果铁素体相的面积率超过40％则屈服强度可能为550MPa以下。更优选为35％以下。
另外，上述微观组织中包含的铁素体相的平均粒径为11μm以下。如果铁素体相的平均粒径超过11μm，则钢板的强度降低，并且韧性劣化。另外，软质相局部粗大化，材质的均匀性降低。因此，铁素体相的平均粒径设为11μm以下。对于下限，优选的上述平均粒径为3μm以上。更优选为4μm以上，进一步优选为5μm以上。对于上限，优选的上述平均粒径为10μm以下。更优选为9μm以下，进一步优选为8μm以下。
铁素体相的平均粒径为马氏体的平均粒径的3.0倍以下
若铁素体相的平均粒径与马氏体的平均粒径之差变大，则硬质相、软质相局部粗大化，材质的均匀性降低，宽度方向的材质变化变大。因此，铁素体相的平均粒径为马氏体的平均粒径的3.0倍以下。优选为2.5倍以下，更优选为2.0倍以下。下限优选为1.0倍以上。更优选为1.2倍以上。
在本发明中，上述微观组织包含贝氏体、马氏体相以及铁素体相，但也可以包含它们以外的相。作为其他的相，可举出珠光体、残余奥氏体等。另外，其他的相的面积率的合计优选为8％以下。
测定方法
这里，马氏体相的平均粒径、铁素体相的平均粒径通过对在与轧制方向垂直的方向(直角方向)上切断钢板时出现的板厚截面(C截面)的板厚1/4处进行观察而测定。具体而言，利用扫描式电子显微镜(SEM)将利用1％硝酸酒精得到的腐蚀露出组织放大到2000倍，拍摄10个视野，通过基于ASTM E 112-10的切断法而求出。铁素体相是具有在晶粒内未观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织，贝氏体相是在晶粒内看到腐蚀痕迹、大的碳化物的组织。未回火的马氏体是在晶粒内看不到渗碳体，比铁素体相更亮的对比度，回火马氏体是在晶粒内发现有腐蚀痕迹、渗碳体的组织。通过这些相的图像解析而求出相对于观察视野的平均面积率。另外，为了区别马氏体和残余奥氏体，对于残余奥氏体的测定，将冷轧钢板或热浸镀钢板的基体铁钢板研削加工到相对于板厚方向为1/4的位置，通过实施了200μm以上的化学研磨的板面的X射线衍射强度对残余奥氏体相的体积率进行定量。入射线源使用MoKα射线，根据(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰值来测定。得到的残余奥氏体相的体积率的值作为钢板组织的面积率的值。本发明的马氏体面积率是通过从未回火的马氏体面积率减去残余奥氏体的面积率并加上回火马氏体的面积率而得到的值。另外，各相的面积率也可以根据上述SEM图像而求得。
具有上述的成分组成和微观组织的高强度钢板还可以在表面具有镀层。镀层的种类没有特别限定，优选为热浸镀锌层。另外，还优选为实施合金化处理而成的合金化热浸镀锌层。
接下来，对本发明的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明的高强度钢板的制造方法使用冷轧钢板作为起始物质即可。在以下的说明中，对由钢坯材制造冷轧钢板的方法的一个例子也进行说明。
以下进行说明的高强度钢板的制造方法具有热轧工序、冷轧工序、退火工序、镀覆工序。
首先，对在热轧工序中使用的钢坯材进行说明。钢坯材的熔炼方法没有特别限定，可以采用转炉、电炉等公知的熔炼方法。另外，从熔炼后偏析等问题出发，优选通过连续铸造法制成板坯(钢坯材)。在本发明中，可以利用铸锭-开坯轧制法、薄板坯连铸法等公知的铸造方法制成板坯。应予说明，在铸造后对板坯进行热轧时，可以利用加热炉对板坯再加热后进行轧制，也可以在保持规定温度以上的温度的情况下，在不加热板坯的情况下直送轧制。
热轧工序
对上述获得的钢坯材实施粗轧和精轧，但在本发明中，需要在粗轧前熔化钢坯材中的碳化物。在加热板坯的情况下，为了使碳化物熔化，或防止轧制负荷的增大，优选加热到1100℃以上。另外，为了防止氧化皮损失的增大，板坯的加热温度优选为1300℃以下。另外，如前所述，粗轧前的钢坯材保持规定温度以上的温度，在钢坯材中的碳化物熔化的情况下，加热粗轧前的钢坯材的处理可以省略。应予说明，粗轧条件不需要特别限定。
冷轧工序
在冷轧工序中，对由热轧工序获得的热轧钢板进行冷轧。冷轧中的轧制率没有特别限定，适当地设定即可。
退火工序
在退火工序中，首先，将具有上述成分组成的冷轧钢板(通过使用具有上述成分组成的钢坯材而获得的冷轧钢板)在Ac1－50℃～Ac1的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上的条件下加热到退火温度。为了使马氏体相微细化，需要促进奥氏体相的成核。为了促进奥氏体相的成核，需要加快该Ac1点(铁素体→奥氏体转变开始温度)－50℃～Ac1的平均加热速度。如果在Ac1－50℃～Ac1的平均加热速度小于10℃/s，则奥氏体相的成核少，最终组织的马氏体相中粒径变得粗大化。上限没有特别限定，但优选为30℃/s以下。应予说明，Ac1可以使用下述式而求得。在下述式中元素符号是指各元素的含量(质量％)，不含有的情况是0。
Ac1(℃)＝723+29.1Si-10.7Mn-16.9Ni+16.9Cr
接着，在退火温度：750～900℃、退火时间：30～200秒的条件下进行退火。为了形成马氏体相的平均粒径为2～8μm、以体积分率计含有40～70％的马氏体相、且铁素体相的平均粒径为11μm以下的微观组织，需要对冷轧后的钢板在750～900℃的退火温度下保持30～200秒进行退火。在退火温度小于750℃、保持时间小于30s的情况下，铁素体分率变大，最终组织不包含希望量的贝氏体和马氏体相。另一方面，如果退火温度超过900℃，则马氏体的体积分率变高，材质的均匀性降低。另外，如果退火时间超过200秒，则有时因铁碳化物的大量的析出而导致延展性的降低。另外，宽度方向的材质变化变大。因此，退火温度设为750～900℃，将退火时间设为30～200秒。另外，对于下限，优选的退火温度为800℃以上。对于上限，优选的退火温度为900℃以下。对于下限，优选的退火时间为50秒以上。对于上限，优选的退火时间为150秒以下。
接着，以10～40℃/s的平均冷却速度冷却至400～600℃。如果冷却至小于400℃，则回火马氏体增加，强度降低。另一方面，若是超过600℃的冷却停止温度，则铁素体粒生长进行，强度降低。如果平均冷却速度小于10℃/s，则铁素体粒粗大化，强度降低。因此，平均冷却速度为10℃/s以上。如果冷却速度超过40℃/s，则难以形成贝氏体，由此由加工性和硬度导致的材质的变动变大。因此，冷却速度设为10～40℃/s。优选为30℃/s以下。
另外，在进行上述冷却时利用半径100mm以上的辊进行合计2次～6次的弯曲-弯曲恢复。为了将马氏体相的平均粒径设为2～8μm以及将铁素体相的平均粒径设为11μm以下，需要在退火后的冷却中抑制晶粒生长。另外，该处理对抑制宽度方向的材质变化是有效的。因此，在上述冷却时，需要进行2次～6次的弯曲-弯曲恢复。如果是使用半径小于100mm的辊的弯曲-弯曲恢复以及小于2次的弯曲-弯曲恢复，则无法获得所需的粒径。并且，不能充分抑制材质变化。因此，将辊径设为100mm以上，并且将弯曲-弯曲恢复次数设为2次以上。另外，如果是超过6次的弯曲-弯曲恢复，则马氏体相易于变得硬质化，材质的均匀性降低。因此，设为6次以下的弯曲-弯曲恢复。优选为4次以下。应予说明，弯曲-弯曲恢复的合计为2次以上是指弯曲的次数和回弯的次数的合计为2次以上。
另外，进行弯曲-弯曲恢复时的板厚没有特别限定，通常为0.5～2.6mm。
在上述退火工序后，可以进行进行下述的镀覆处理的镀覆工序。镀覆处理的种类没有特别限定，也可以进行电镀处理、热浸镀处理中的任一种。还可以在热浸镀覆处理后进行合金化处理。优选为热浸镀锌处理、在热浸镀锌处理后进行合金化处理的合金化热浸镀锌处理。应予说明，可以在上述退火工序中的在400～600℃下的冷却停止后实施镀覆处理，还可以进一步进行冷却，之后实施镀覆处理。
实施例
在表2所示的条件下对表1所示的成分组成的板坯实施热轧、冷轧、退火而制造板厚1.2mm的钢板。为了调查宽度方向的材质均匀性，从宽度方向的中央部和距离端部为50mm的位置采取样本，调查特性的变化。利用宽度方向中央部与端部的材质差的绝对值进行评价。调查方法如后所述。
Figure BDA0002178987730000111
Figure BDA0002178987730000121
(1)组织观察
对与得到的钢板的轧制方向垂直的板厚截面进行研磨，利用1％硝酸酒精使其腐蚀露出。利用扫描式电子显微镜放大到2000倍，在从表面到板厚1/4t处的区域内拍摄10个视野，通过基于ASTM E 112-10的切断法而求得。t是钢板的厚度(板厚)。基于上述拍摄图像，测定各相的面积率。铁素体相是具有在晶粒内没有观察到腐蚀痕迹、渗碳体的形态的组织，贝氏体相是在晶粒内看到腐蚀痕迹、大的碳化物的组织。未回火的马氏体是在晶粒内没有看到渗碳体，比铁素体相更亮的对比度，回火马氏体是在晶粒内发现有腐蚀痕、渗碳体的组织。对这些相进行图像解析而求出相对于观察视野的平均面积率。另外，为了区别马氏体和残余奥氏体，对于残余奥氏体的测定，研削加工到相对于板厚方向为1/4的位置，通过实施了200μm以上化学研磨的板面的X射线衍射强度而对残余奥氏体相的体积率进行了定量。入射线源使用MoKα射线，根据(200)α、(211)α、(220)α、(200)γ、(220)γ、(311)γ的峰值来测定。得到的残余奥氏体相的体积率的值作为钢板组织的面积率的值。本发明的马氏体面积率被视为从未回火的马氏体面积率减去残余奥氏体的面积率并加上回火马氏体的面积率而得到的值。应予说明，作为其他的相，确认有珠光体。
使用导出上述的体积分率所使用的拍摄图像，对于马氏体的平均粒径和铁素体的平均粒径，通过利用扫描式电子显微镜(SEM)放大到1000倍，拍摄10个视野，利用基于ASTME 112-10的切断法而求得。将计算出的马氏体的平均粒径和铁素体的平均粒径示于表3。
(2)拉伸特性
使用将与轧制方向呈90°的方向设为长边方向(拉伸方向)的JIS Z2201所记载的5号试验片，进行5次基于JIS Z 2241的拉伸试验，求出平均的屈服强度(YP)、拉伸强度(TS)、对接伸长率(EL，总伸长率)。将计算结果示于表3。YP为550MPa以上为良好。
TS优选为980MPa以上。El优选为16％以上。
宽度方向的中央部与端部之差也示于表3。将ΔYP为15MPa以下、ΔTS为20MPa以下、ΔEl为3.0％以下作为良好。
(3)回弹量(角度)测定
切出将与轧制方向平行的方向设为长边方向的宽度35mm、长度100mm的钢板，制成试验片。如图1所示利用按压工具对制成的试验片以成型负荷10kN、负荷速度100mm/min、弯曲半径R＝4mm进行L弯曲试验。将图2的θ值设为回弹角度。将这些结果汇总示于表3。将θ为9.0°以下设为良好。宽度方向的中央部与端部之差也示于表3。将Δθ为2.5°以下设为良好。
Figure BDA0002178987730000141

Claims (9)

1.一种高强度钢板，其特征在于，具有如下的成分组成和微观组织，所述成分组成以质量％计，含有：C：0.05～0.15％、Si：0.010～2.0％、Mn：1.8～3.2％、P：0.05％以下、S：0.02％以下、Al：0.01～2.0％、Mo：0.03～0.50％，剩余部分由铁和不可避免的杂质构成；
所述微观组织中，含有铁素体相、以面积率计40～70％的马氏体相、以面积率计5～30％的贝氏体相，在轧制直角方向的板厚截面中，马氏体相的平均粒径为2～8μm，铁素体相的平均粒径为11μm以下，铁素体相的平均粒径为马氏体的平均粒径的1.0倍以上3.0倍以下，
屈服强度YP为550MPa以上。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计，还含有B：0.0001～0.005％。
3.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，所述成分组成以质量％计，还含有作为选择元素的以下A组～C组中的1种以上，
A：Ti：0.005～0.04％，
B：Cr：1.0％以下，
C：合计1％以下的Cu、Ni、Sn、As、Sb、Ca、Mg、Pb、Co、Ta、W、REM、Zn、Sr、Cs、Hf、V、Nb中的1种以上。
4.根据权利要求1或2所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀层。
5.根据权利要求3所述的高强度钢板，其中，在表面具有镀层。
6.根据权利要求4所述的高强度钢板，其中，所述镀层是热浸镀锌层。
7.根据权利要求5所述的高强度钢板，其中，所述镀层是热浸镀锌层。
8.一种权利要求1所述的高强度钢板的制造方法，其中，具有如下的退火工序，即，将具有权利要求1～3中任一项所述的成分组成的冷轧钢板在Ac1－50℃～Ac1的温度区域的平均加热速度为10℃/s以上的条件下加热到退火温度，在退火温度：750～900℃、退火时间：30～200秒的条件下进行退火，以10～40℃/s的平均冷却速度冷却到400～600℃，在该冷却时利用半径100mm以上的辊进行合计2次～6次的弯曲-弯曲恢复。
9.根据权利要求8所述的高强度钢板的制造方法，其中，在所述退火工序后，具有进行镀覆处理的镀覆工序。
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2020158066A1 (ja) 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2020158065A1 (ja) * 2019-01-30 2020-08-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR102692694B1 (ko) 2019-10-31 2024-08-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강판, 부재 및 그것들의 제조 방법
KR20240133735A (ko) * 2022-02-09 2024-09-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 냉연 강판
MX2024009528A (es) * 2022-02-09 2024-08-15 Nippon Steel Corp Lamina de acero laminada en frio y metodo para su fabricacion.

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011111671A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN105829564A (zh) * 2013-12-18 2016-08-03 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2016135794A1 (ja) * 2015-02-27 2016-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS4893844A (zh) 1972-03-23 1973-12-04
JP2005213640A (ja) 2004-02-02 2005-08-11 Kobe Steel Ltd 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板とその製法
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
PL2508640T3 (pl) * 2009-11-30 2020-02-28 Nippon Steel Corporation BLACHA STALOWA O DUŻEJ WYTRZYMAŁOŚCI I DOSKONAŁEJ ODPORNOŚCI NA KRUCHOŚĆ WODOROWĄ ORAZ WYTRZYMAŁOŚCI NA ROZCIĄGANIE WYNOSZĄCEJ 900 MPa LUB WIĘCEJ I SPOSÓB JEJ WYTWARZANIA
JP4893844B2 (ja) 2010-04-16 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2738280B1 (en) 2011-07-29 2019-03-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength galvanized steel sheet having superior bendability and method for producing same
RU2573455C2 (ru) * 2011-09-30 2016-01-20 Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн Высокопрочный, гальванизированный горячим способом стальной лист и способ его получения
JP6291289B2 (ja) 2013-03-06 2018-03-14 株式会社神戸製鋼所 鋼板形状および形状凍結性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2011111671A (ja) * 2009-11-30 2011-06-09 Nippon Steel Corp 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN105829564A (zh) * 2013-12-18 2016-08-03 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
WO2016135794A1 (ja) * 2015-02-27 2016-09-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
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JPWO2018159405A1 (ja) 2019-03-14

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