CN102918174B - 弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 - Google Patents

弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Download PDF

Info

Publication number
CN102918174B
CN102918174B CN201180027075.3A CN201180027075A CN102918174B CN 102918174 B CN102918174 B CN 102918174B CN 201180027075 A CN201180027075 A CN 201180027075A CN 102918174 B CN102918174 B CN 102918174B
Authority
CN
China
Prior art keywords
steel plate
less
bendability
steel sheet
temperature
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Active
Application number
CN201180027075.3A
Other languages
English (en)
Other versions
CN102918174A (zh
Inventor
高木周作
长谷川浩平
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 Steel Corp
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 CN102918174A publication Critical patent/CN102918174A/zh
Application granted granted Critical
Publication of CN102918174B publication Critical patent/CN102918174B/zh
Active legal-status Critical Current
Anticipated expiration legal-status Critical

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • 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
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B32B15/043—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material of metal
    • 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
    • B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
    • 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
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment 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
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/28—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
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • C23C2/26—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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Landscapes

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

Abstract

根据本发明，在以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%以及S：0.0050%以下的钢板中，通过设定如下组织，从该钢板的表面至10μm深度的钢板表层部含有以体积百分率计超过70%的铁素体相，并且较距该表面10μm深度的更靠内部的钢板内层部至少含有体积百分率为20~70%、并且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相，而且，使拉伸强度为980MPa以上，然后，包覆热镀锌层，由此，能够得到具有TS≥980MPa的高拉伸强度、并且弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板。

Description

弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及适用于要求实施严格的弯曲加工等的汽车部件等的、弯曲性和焊接性优良、并且拉伸强度(TS)为980MPa以上的高强度热镀锌钢板及其制造方法。
需要说明的是，本发明中的热镀锌钢板包括在热镀锌后实施了合金化热处理的所谓的合金化热镀锌钢板。
背景技术
用于汽车部件等的高强度热镀锌钢板，在其用途的特征方面，除了强度高之外，还要求加工性优良。
最近，从利用车身轻量化来提高燃料效率以及确保撞击安全性的观点出发，对汽车车身要求高强度的钢板，并且其应用正在扩大。另外，以往，高强度钢板以轻加工的形状为主体，但也开始研究面向复杂形状的应用。
但是，通常，随着钢板的高强度化，具有加工性降低的倾向，因此，将高强度钢板应用于车身时，在冲压成形时产生钢板断裂等问题。特别是对于拉伸强度为980MPa以上的高强度钢板而言，在应用于要求弯曲成形加工的部件时，容易发生上述问题。
另外，在车身加工中，冲压成形后具有安装工序，但该工序中，需要实施电阻点焊，因此，除了加工性之外，还要求优良的焊接性。
为了应对上述要求等，例如在专利文献1~7中提出了如下方法，通过限定钢成分和组织，或实现热轧条件和退火条件的优化等，得到高加工性且高强度的热镀锌钢板。另外，专利文献8~12中公开了得到弯曲性优良的冷轧钢板的技术，另外，专利文献13中公开了得到弯曲性优良的高张力热镀锌钢板的技术，另外，专利文献14中公开了得到加工性和焊接性优良的热镀锌钢板的技术。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开2004-232011号公报
专利文献2：日本特开2002-256386号公报
专利文献3：日本特开2002-317245号公报
专利文献4：日本特开2005-105367号公报
专利文献5：日本专利第3263143号公报
专利文献6：日本专利第3596316号公报
专利文献7：日本特开2001-11538号公报
专利文献8：日本特开平2-175839号公报
专利文献9：日本特开平5-195149号公报
专利文献10：日本特开平10-130782号公报
专利文献11：日本特开2005-273002号公报
专利文献12：日本特开2002-161336号公报
专利文献13：日本特开2006-161064号公报
专利文献14：日本特开2008-280608号公报
发明内容
发明所要解决的问题
上述专利文献中，专利文献1中记载了C、Si的含量多、拉伸强度为980MPa级的钢材，但完全没有考虑提高延伸凸缘性和弯曲性。
另外，专利文献2~4中公开了有效利用Cr的钢材，但也完全没有考虑提高延伸凸缘性和弯曲性。
另外，专利文献5~7中具有关于作为评价延伸凸缘性的指标之一的扩孔率λ的记载，但测定扩孔率的钢板的拉伸强度(TS)没有达到980MPa。另外，关于弯曲性没有任何记载。
专利文献8~11中公开了通过使距钢板表面10体积%以上或10μm以上的厚度软质化来提高弯曲特性的技术，但由于钢板表层的软质层厚，具有疲劳强度降低的问题。
专利文献12中记载了具有距钢板表面10μm以内的软质层时弯曲特性提高，但没有规定钢板的组织，该技术也不能避免作为钢板整体的疲劳强度降低的问题。
专利文献13中公开了通过使在距钢板的表层深度：1~10μm的表面附近的铁素体相的面积率为80%以上来改善钢板的弯曲性的技术，但完全没有提及钢板内部组织。另外，也没有关于钢板的焊接性以及平面弯曲疲劳特性的技术的记载，关于钢板的焊接性以及平面弯曲疲劳特性，仍然存在问题。
专利文献14中公开了加工性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，关于弯曲性，公开了实现90°V弯曲下极限弯曲半径≤1.5t(以下，t是指钢板的板厚)的技术，达到0.36t。但是，为了进一步扩大高强度钢板在汽车车身中的应用，要求弯曲性进一步提高、即极限弯曲半径的降低，具体而言，要求极限弯曲半径≤0.3t。
本发明是鉴于上述现状而开发完成的，其目的在于，提供弯曲性、焊接性极优良的高强度热镀锌钢板及其有利的制造方法，其中，所述高强度热镀锌钢板具有980MPa以上的高拉伸强度，并且不会使平面弯曲疲劳特性变差，具体而言，作为平面弯曲疲劳特性，由疲劳极限/拉伸强度表示的耐久比满足0.35以上。
需要说明的是，本发明中，高强度是指拉伸强度为980MPa以上。另外，弯曲性优良是指满足90°V弯曲时的极限弯曲半径≤0.3t，另外，焊接性优良是指熔核直径为4t1/2(mm)以上时母材断裂。
用于解决问题的方法
发明人为了解决上述问题反复进行了深入的研究。
其结果，得到如下所述的见解。
(1)通过降低钢板成分组成中C、P、S量，能够实现良好的焊接性。
(2)为了改善弯曲特性，有效的是使钢板表层部组织以铁素体相为主体、具体而言以体积百分率计超过70%为铁素体相而软质化，但由于钢板表层部的软质化，耐疲劳特性变差。
但是，如果使钢板表层部为约10μm以内，则软质化对耐疲劳特性的影响小，对提高弯曲特性的效果大。
(3)另一方面，为了确保弯曲特性，需要使较上述钢板表层部更靠内部的钢板组织在某种程度以上、具体而言以体积百分率计约20%以上为铁素体相，但超过70%时，耐疲劳特性降低，将难以确保980MPa以上的强度。
本发明基于上述见解。
即，本发明的主旨构成如下。
1.一种弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，以质量%计，含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%以及S：0.0050%以下，其特征在于，具有如下组织，从该钢板的表面至10μm深度的钢板表层部含有以体积百分率计超过70%的铁素体相，并且较距该表面10μm深度更靠内部的钢板内层部至少含有体积百分率为20~70%、并且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相，并且，拉伸强度为980MPa以上，在钢板表面上具有热镀锌层。
2.上述1所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板内层部的组织含有：
体积百分率为20~70%、平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相；
体积百分率为30~80%、平均结晶粒径为5μm以下的贝氏体相和/或马氏体相；和
体积百分率为5%以下(包括0%)的残留奥氏体相和/或珠光体相。
3.上述1或2所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%以及N：0.0060%以下、余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
4.上述3所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%以及B：0.0001~0.0030%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
5.上述3或4所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自Ti：0.010~0.080%以及Nb：0.010~0.080%中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
6.上述5所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%以及B：0.0001~0.0030%，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
即，上述6所述的钢板为上述1或2所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%以及B：0.0001~0.0030%，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
7.一种弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，包括如下工序：将上述1~6中任一项所述的组成的钢坯加热后，进行热轧，接着，卷取成卷材后，进行酸洗，然后，进行冷轧后，实施热镀锌，所述制造方法的特征在于，在1150~1300℃的温度下钢坯加热后，使热终轧温度为850~950℃进行热轧，然后，在热终轧温度~(热终轧温度-100℃)的温度范围内以平均冷却速度为5~200℃/秒进行冷却，在400~650℃的温度下卷取成卷材，接着，进行酸洗，然后，进行冷轧后，进一步在实施作为两阶段升温工序的退火时，使从200℃至500~800℃的中间温度的一次平均升温速度为5~50℃/秒，以空气比为1.10~1.20进行一次升温至该中间温度，进一步使从该中间温度至730~900℃的退火温度的二次平均升温速度为0.1~10℃/秒，以空气比小于1.10进行二次升温至该退火温度，在该退火温度范围内保持10~500秒后，以1~30℃/秒的平均冷却速度冷却至450~550℃的温度范围，接着，实施热镀锌处理、或者进一步的合金化处理。
发明效果
根据本发明，能够得到弯曲性和焊接性得以有效提高的高强度热镀锌钢板。而且，该高强度热镀锌钢板能够同时满足作为汽车部件所要求的强度以及加工性，能够适用于冲压成形为弯曲加工严格的形状的汽车部件。
具体实施方式
以下，对本发明具体地进行说明。
首先，对本发明中将钢板的成分组成限定在上述范围内的理由进行说明。需要说明的是，关于钢板成分的“%”表示只要没有特别说明，则是指质量%。
C：0.05%以上且小于0.12%
C是在利用马氏体相和贝氏体相等硬质相使钢强化的方面不可缺少的元素。在此，为了得到980MPa以上的拉伸强度(以下，称为TS)，需要0.05%以上的C，随着C的增加，TS增加。另一方面，C达到0.12%以上时，点焊性显著变差，并且存在由于硬质相的增量所带来的硬质化使弯曲性等加工性显著降低的倾向。因此，将C限定在0.05%以上且小于0.12%的范围。更优选为0.105%以下。另外，从稳定地确保980MPa以上的TS的观点出发，优选C为0.08%以上。
P：0.001~0.040%
P是有助于强度提高的元素，因此，本发明中，含有0.001%以上。但是，相反P也是使焊接性变差的元素。本发明中，通过使从钢板的表面至10μm深度、即从钢板与锌镀层的界面至10μm深度的钢板表层部(以下，称为钢板表层部)的铁素体以体积百分率计超过70%，能够使焊接性得以改善，但P超过0.040%时，P使焊接性变差的影响显著出现。因此，将P限定为0.001~0.040%。优选为0.001~0.025%、更优选为0.001~0.015%。
S：0.0050%以下
S量增加时，焊接性变差。特别是含量超过0.0050%时，对焊接性变差的影响显著出现。另外，S量增加时，成为热加工红热脆性的原因，在制造工序中，不仅有时产生热轧板的断裂等不良情况，而且由于在钢板中形成夹杂物MnS，在冷轧后以板状夹杂物的形式存在，从而使材料的极限变形能力降低，或使延伸凸缘性等成形性降低，因此，优选降低S量，但0.0050%以下是允许的。优选为0.0030%以下。需要说明的是，过度的降低伴随炼钢工序中脱硫成本的增加，因此，优选使S的下限为约0.0001%。
本发明中，为了实现良好的焊接性，如上所述规定C、P以及S量。需要说明的是，本发明中，为了得到期望的特性，具体而言，为了提高强度和弯曲特性，例如含有Si、Mn、Al等是有效的，进而，为了提高淬透性，添加预定量的选自Cr、Mo以及B中的一种或两种以上是有效的。另外，作为能够利用析出强化的元素，通过添加预定量的选自Ti以及Nb中的一种或两种，能够进一步提高弯曲性。因此，优选分别适当含有Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%、Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%以及B：0.0001~0.0030%。另外，N的含量多时，如下所述，对钢板的延展性带来的影响增大，因此，优选将N限定在0.0060%以下的范围内。
Si：0.01~1.6%
Si是通过固溶强化有助于钢板的强度提高以及弯曲性的元素。但是，含量不足0.01%时，其添加效果不足。另一方面，含有超过1.6%时，在钢板表面以氧化物的形式富集，成为无法镀覆(不めつき)的原因。因此，优选使Si为0.01~1.6%的范围。另外，在避免无法镀覆的方面，更优选使Si为0.8%以下，进一步优选使其小于0.35%，特别优选使其为0.20%以下。
Mn：2.0~3.5%
Mn有效地有助于强度提高，在含有2.0%以上时能够确认到该效果。另一方面，在超过3.5%过量含有时，由于Mn的偏析等导致组织的相变点局部不同。其结果，形成铁素体相和马氏体相以带状存在的不均匀的组织时，弯曲性降低。另外，在钢板表面上以氧化物的形式富集，成为无法镀覆的原因。因此，使Mn在2.0~3.5%的范围内含有。优选为2.2~2.8%。
Al：0.005~0.1%
Al在炼钢工序中作为脱氧剂有效，并且，在将降低弯曲性的非金属夹杂物分离到熔渣中的方面也是有用的元素。而且，Al具有在退火时抑制妨碍镀覆性的Mn、Si系氧化物的形成来改善镀层表面外观的作用。为了得到这样的效果，需要添加0.005%以上。另一方面，添加超过0.1%时，不仅导致钢制造成本的增大，而且使焊接性降低。因此，使Al在0.005~0.1%的范围内含有。优选为0.01~0.06%。
N：0.0060%以下
从利用铁素体的洁净化来提高延展性的观点出发，优选N量较少，特别是含量超过0.0060%时，延展性的变差变显著，因此，使N以0.0060%作为上限。需要说明的是，从精制成本的观点出发，优选使下限值为约0.0001%。因此，使N为0.0060%以下。优选为0.0001~0.0060%的范围。
Cr：超过0.5%且2.0%以下
Cr是对钢的淬火强化有效的元素，同时也有效地有助于使奥氏体相的淬透性提高、使硬质相均匀微小地分散，从而改善伸长率、延伸凸缘性以及弯曲性。但是，Cr为0.5%以下时，其添加效果不足。另一方面，Cr超过2.0%时，该效果饱和，反而导致表面品质变差。因此，使Cr在超过0.5%且2.0%以下的范围内含有。优选为超过0.5%且1.0%以下。
Mo：0.01~0.50%
Mo是对钢的淬火强化有效的元素，通过在低碳钢成分体系中微量添加，容易确保强度，并且也具有使焊接性以及弯曲性提高的效果。但是，Mo不足0.01%时，其添加效果不足。另一方面，Mo超过0.50%时，该效果饱和，成为成本上升的主要原因。因此，使Mo在0.01~0.50%的范围内含有。优选为0.01~0.35%。
Ti：0.010~0.080%
Ti通过在钢中与C或N形成微小碳化物或微小氮化物，使热轧板组织以及退火后的钢板组织发生细粒化，使弯曲性提高，对析出强化的赋予有效地发挥作用。但是，Ti不足0.010%时，其添加效果不足。另一方面，Ti超过0.080%时，不仅该效果饱和，而且在铁素体中生成过量的析出物，使铁素体的延展性降低。因此，使Ti在0.010~0.080%的范围内含有。优选为0.010~0.060%。
Nb：0.010~0.080%
Nb是通过固溶强化或析出强化而有助于钢板的强度提高的元素。另外，还具有通过使铁素体相强化来降低与马氏体相的硬度差的作用，也有效地有助于延伸凸缘性的改善。而且，有助于铁素体晶粒以及贝氏体/马氏体区的晶粒的微小化，具有改善弯曲性的效果。但是，Nb不足0.010%时，其添加效果不足。另一方面，超过0.080%含有时，热轧板发生硬质化，导致热轧和冷轧时的轧制载荷的增大。另外，使铁素体的延展性降低，加工性也变差。因此，使Nb在0.010~0.080%的范围内含有。需要说明的是，从强度以及加工性的观点出发，优选使Nb为0.030~0.070%。
B：0.0001~0.0030%
B提高淬透性，抑制在退火冷却过程中发生的铁素体的生成，有助于得到期望量的硬质相，使弯曲性提高。但是，B不足0.0001%时，其添加效果不足。另一方面，超过0.0030%时，上述效果饱和。因此，使B在0.0001~0.0030%的范围内含有。优选为0.0005~0.0020%。
即，例示本发明的特别优选的成分组成时，如下。
1)含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%以及N：0.0060%以下，余量为Fe及不可避免的杂质。
2)上述1)的组成中，还含有选自Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%以及B：0.0001~0.0030%中的一种或两种以上的组成。
3)上述1)或2)的组成中，还含有选自Ti：0.010~0.080%以及Nb：0.010~0.080%中的一种或两种的组成。
需要说明的是，例示本发明的最优选的成分组成时，如下。
含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01~1.6%、Mn：2.0~3.5%、Al：0.005~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01~0.50%、Ti：0.010~0.080%、Nb：0.010~0.080%以及B：0.0001~0.0030%，余量为Fe及不可避免的杂质。
本发明中，根据需要，还可以适当含有以下的元素。
Ca具有通过控制MnS等硫化物的形状而使延展性提高的效果，即使大量含有其效果具有饱和的倾向。因此，含有Ca的情况下，优选为0.0001~0.0050%、更优选为0.0001~0.0020%。
另外，V具有通过形成碳化物而使铁素体相强化的效果，但大量含有时使铁素体相的延展性降低。因此，优选含有0.001%以上且小于0.05%的V。更优选为0.001%以上且小于0.005%。
而且，优选分别在0.0001~0.1%的范围内含有REM或Sb，其中，REM具有在不使镀覆性大幅变化的前提下控制硫化物类夹杂物的形态的作用，由此有效地有助于加工性的提高，Sb具有对钢板表层的结晶进行整粒的作用的Sb，。
此外，优选形成析出物的Zr、Mg等含量尽可能少，因此，无需积极地添加，分别允许小于0.0200%，但优选为小于0.0002%的范围。
另外，Cu是对焊接性带来不良影响的元素，Ni是对镀覆后的表面外观带来不良影响的元素。因此，Cu、Ni分别允许小于0.4%，优选为小于0.04%的范围。
本发明的钢板的上述成分组成以外的余量优选由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
接着，对本发明重要的要素即钢组织的适当范围及其限定理由进行说明。
钢板表层部为含有以体积百分率计超过70%的铁素体相的组织
通过使钢板表层部的组织为铁素体相主体的组织，能够改善钢板的弯曲性。铁素体相的体积百分率为70%以下时，无法得到该效果。因此，使钢板表层部中的铁素体相的体积百分率超过70%。优选为85%以上。
需要说明的是，本发明中的钢板组织的确认通过如下步骤进行，对与钢板的轧制方向平行的面以约1000倍~约3000倍的适当的倍率拍摄SEM(扫描型电子显微镜)照片，在钢板表层部取三个任意的部位，求出铁素体体积百分率等。
另外，本发明的高强度热镀锌钢板具有如下组织，在较距钢板表面10μm深度更靠内部的钢板内层部中，至少含有体积百分率为20~70%、并且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相。
需要说明的是，对于从钢板表层部的内侧至钢板厚度方向中心(以下，称为钢板内层部)的组织而言，用距钢板表面的深度为10~50μm、厚度为40μm的区域以及板厚1/4位置处的厚度40μm的区域中的组织来代表，观察两个位置处的组织，两个位置均为体积百分率为20~70%、并且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相的情况下，钢板内层部满足上述组织。具体而言，在钢板的轧制方向的面中，对于从钢板表面即钢板与镀锌层的界面向钢板中心侧10~50μm的区域(深度方向40μm、轧制方向20μm的区域)以及板厚1/4位置的深度方向40μm×轧制方向20μm的区域的各组织，以约1000倍~约3000倍的适当的倍率拍摄SEM照片，取任意的约三个部位进行观察，由此进行确认。
铁素体相的体积百分率：20~70%(钢板内层部)
铁素体相为软质相，有助于钢板的延展性，因此，在本发明的钢板内层部的组织需要使铁素体相以体积百分率计为20%以上。另一方面，铁素体相以体积百分率计超过70%存在时，过度地发生软质化，将难以确保钢板的强度以及平面弯曲疲劳特性。因此，使铁素体相以体积百分率计为20~70%。优选为30~50%的范围。
铁素体相的平均结晶粒径：5μm以下(钢板内层部)
晶粒的微小化有助于钢板的伸长率、延伸凸缘性以及弯曲性的提高。因此，在本发明的钢板内层部，通过将复合组织中的铁素体相的平均结晶粒径限制为5μm以下，实现弯曲性的提高。另一方面，铁素体相的平均结晶粒径超过5μm时，无法确保期望的平面弯曲疲劳特性。
另外，软质的区域和硬质的区域稀疏地存在时，变形变得不均匀，弯曲性变差。另一方面，软质的铁素体相和硬质的马氏体相均匀微小地存在时，加工时钢板的变形变均匀。因此，优选铁素体相的平均结晶粒径小。需要说明的是，为了抑制钢板的弯曲性变差，优选铁素体相的平均结晶粒径的范围为1~3.5μm。
本发明中，对于钢板内层部的铁素体相以外的钢板组织，可以设定为以下的钢板组织。
贝氏体相和/或马氏体相的体积百分率：30~80%
贝氏体相和/或马氏体相为硬质相，具有通过相变组织强化而使钢板的强度增加的作用。另外，为了实现TS为980MPa以上，贝氏体相和/或马氏体相优选以体积百分率计为30%以上。另一方面，为了具有期望的弯曲性，优选以体积百分率计为80%以下。
贝氏体相和/或马氏体相的平均结晶粒径：5μm以下
通过使贝氏体相和/或马氏体相微小化，钢板的扩孔特性、弯曲性和平面弯曲疲劳特性提高，特别是通过使复合组织中的贝氏体相以及马氏体相的平均结晶粒径为5μm以下，能够实现期望的特性。优选为3μm以下。
作为上述铁素体相、马氏体相、贝氏体相以外的钢板内层部的余量组织，认为是残留奥氏体相和珠光体相，但只要它们的合计量以体积百分率计为5%以下(包括0%)，则对本发明的效果没有影响。
接着，对本发明的高强度热镀锌钢板的优选的制造方法进行说明。
首先，由制备成本发明的成分组成的钢水，通过连铸法或铸锭-开坯法等制造钢坯。接着，将所得到的钢坯冷却后，再加热后、或者经铸造后未经加热处理而直接进行热轧的一系列的工序，但此时，在对钢坯进行再加热的情况下，为了使热轧板形成均匀组织，将钢坯加热温度设为1150~1300℃，并且，为了提高伸长率、延伸凸缘性等加工性，将热轧的终轧温度设为850~950℃，抑制由铁素体相和珠光体相两相构成的带状组织的生成。
而且，将热终轧温度~(热终轧温度-100℃)之间的平均冷却速度设为5~200℃/秒，为了使钢板的表面性状以及冷轧性提高，将卷取成卷材的卷取温度调节至400~650℃，结束热轧，酸洗后，通过冷轧，得到期望的板厚。对于此时的冷轧轧制率，为了通过促进铁素体相的再结晶来使延展性提高，优选设为30%以上的冷轧轧制率。
接着，在实施热镀锌工序之前，实施由两阶段升温工序构成的退火。通过由该两阶段升温工序构成的退火，分别对钢板的表层部和内层部的组织进行控制。具体而言，将从200℃至中间温度的一次平均升温速度设为5~50℃/秒，将中间温度设为500~800℃，将从中间温度至退火温度的二次平均升温速度设为0.1~10℃/秒，将退火温度设为730~900℃，在该温度范围内保持10~500秒后，以1~30℃/秒的平均冷却速度冷却至冷却停止温度：450~550℃。
上述工序中，钢板表层部的组织调节通过将一次升温时的退火炉内的空气比设定在1.10~1.20的范围内进行。需要说明的是，使二次升温时的退火炉内的空气比小于1.10。
冷却后，接着，将钢板浸渍到热镀锌浴中，接着，通过气体擦拭等控制镀锌层附着量后，或者进一步加热进行合金化处理后，冷却至室温。
这样，得到作为本发明目的的高强度热镀锌钢板，也可以对镀覆后的钢板实施平整轧制。
以下，对制造条件的适当范围及其限定理由更加具体地进行说明。
钢坯加热温度：1150~1300℃
在钢坯的加热阶段存在的析出物，在最终得到的钢板内以粗大的析出物的形式存在，不仅对强度没有帮助，而且有时阻碍所得到的热轧板的组织的均匀化。因此，需要使铸造时析出的析出物再溶解。在此，如果为1150℃以上的加热，则例如即使在具有Ti、Nb系析出物的情况下，也能够再溶解，另外，从使钢坯表层的气泡、偏析等缺陷呈片状脱落(スケ一ルオフ)、减少钢板表面的裂缝、凹凸、实现平滑的钢板表面的观点出发，将钢板加热至1150℃以上也是有用的。另一方面，加热温度超过1300℃时，引起钢板组织中的奥氏体晶粒的粗大化，最终组织变粗大，因而使伸长特性降低。因此，钢坯加热温度限定在1150~1300℃的范围内。
终轧温度：850~950℃
通过将热轧时的终轧温度设定为850℃以上，能够显著提高弯曲性(延展性、延伸凸缘性)，该温度低于850℃时，在热轧后形成结晶生长(展伸)的加工组织，因此，钢板的延展性降低。另外，在铸片内作为奥氏体稳定化元素的Mn发生偏析时，该区域的Ar3相变点降低，直到低温成为奥氏体区，未再结晶温度范围与轧制结束温度为相同的温度范围，结果，在热轧中残留未再结晶的奥氏体。这样，在不均匀的组织阻碍加工时的材料的均匀的变形，因此，难以得到优良的弯曲性。
另一方面，终轧温度超过950℃时，氧化物(氧化皮)的生成量急剧增大，钢基-氧化物界面粗糙，具有酸洗、冷轧后的表面品质变差的倾向。另外，在酸洗后热轧氧化皮的残余物等部分地存在时，对电阻点焊的焊接性带来不良影响。另外，也有时结晶粒径变得过度粗大而在成形加工时产生冲压品表面粗糙。因此，使终轧温度为850~950℃的范围。优选为900℃~930℃的范围。
终轧温度~(终轧温度-100℃)之间的平均冷却速度为5~200℃/秒
刚终轧后的高温范围[终轧温度~(终轧温度-100℃)]内的冷却速度不足5℃/秒时，热轧后的钢板进行再结晶以及晶粒生长，热轧板组织变粗大，同时，形成铁素体和珠光体形成为层状的带状组织。在退火前形成带状组织时，在产生成分的浓度不均的状态下进行热处理，因此，难以通过镀覆工序中的热处理使组织微小均匀化。其结果，最终得到的钢板的组织变得不均匀，伸长率和弯曲性降低。因此，使[终轧温度~(终轧温度-100℃)]内的平均冷却速度为5℃/秒以上。另一方面，即使[终轧温度~(终轧温度-100℃)]内的平均冷却速度超过200℃/秒，其效果饱和，还引起需要专用的冷却装置等成本上的不利。因此，使[终轧温度~(终轧温度-100℃)]的温度范围内的平均冷却速度为5~200℃/秒的范围。优选为20~100℃/秒的范围。
卷取温度：400~650℃
轧制后的钢板的卷取温度超过650℃时，热轧氧化皮厚增加，因此，冷轧后的表面粗糙，在表面上形成凹凸，而且，铁素体粒径变粗大，因而导致钢板的弯曲性的降低。另外，在酸洗后残存热轧氧化皮时，对电阻点焊的焊接性带来不良影响。另一方面，卷取温度低于400℃时，热轧板强度上升，冷轧工序中的钢板的轧制负荷增大，生产率降低。因此，使卷取温度为400~650℃的范围。优选为450~600℃的范围。
一次平均升温速度(从200℃至中间温度)：5~50℃/秒、一次升温时的炉内的空气比：1.10~1.20、中间温度：500~800℃
镀覆开始前的退火时的一次升温速度慢于5℃/秒时，钢板的晶粒变粗大，使伸长率以及弯曲性降低。另一方面，一次升温速度的上限没有特别限制，但超过50℃/秒时，具有其作用饱和的倾向。因此，使一次平均升温速度为5~50℃/秒的范围。优选为10~50℃/秒的范围、更优选为15~30℃/秒的范围。
一次升温与二次升温之间的中间温度超过800℃时，钢板的结晶粒径变粗大，弯曲性降低，并且钢板表层部的组织中的铁素体相体积百分率增加，疲劳特性降低。另一方面，中间温度低于500℃时，其效果饱和，最终得到的组织的钢板表层部与钢板内层部的铁素体相体积百分率变得没有差别。因此，使中间温度为500~800℃。需要说明的是，优选使中间温度为约(退火温度-200℃)。
通常，上述一次升温时的退火炉内的空气比为1.00以下，但本发明中，将一次升温时的炉内的空气比设定在1.10~1.20的范围内。这样，通过将一次升温时的炉内的空气比设定在1.10~1.20的范围内，能够使作为本发明的最大特征的钢板表层部的组织以铁素体相计超过70%。
在此，一次升温时的炉内的空气比超过1.20时，即使在钢板内层部，铁素体相体积百分率也增加，其结果，钢板的疲劳特性变差。另一方面，空气比不足1.10时，与上述的通常的空气比的情况同样，钢板表层部的铁素体百分率达到70%以下，弯曲特性没有提高。优选为1.12~1.17的范围。
需要说明的是，本发明中的空气比是退火炉内的空气量相对于由使可燃成分完全燃烧时的化学变化求出的最小限所需的空气量的比。因此，1.00是含有相当于理论空气量的气氛，超过1.00时，为了使可燃成分完全燃烧，空气量为过量的气氛。另一方面，不足1.00是指不能使可燃成分完全燃烧。
本发明中，如果将镀覆开始前的退火时的一次升温时的炉内的空气比设为上述比率，则能够有效地仅使钢板表层部的组织以铁素体相的体积百分率计超过70%。关于其机理，尚不明确，发明者人如下考虑。
即，在空气比高的条件下，钢板表面的Fe发生氧化，生成Fe氧化物，其氧化物中的O在钢中与C结合，由此，固溶C减少。其结果，仅仅钢板表层部的组织的铁素体体积百分率增加。
二次平均升温速度(从中间温度至退火温度)：0.1~10℃/秒、二次升温时的炉内的空气比：小于1.10
在镀覆开始前的退火时的二次平均升温速度快于10℃/秒的情况下，奥氏体相的生成减慢，因此，最终得到的铁素体相的体积百分率增大，难以确保钢板的强度。另一方面，二次平均升温速度慢于0.1℃/秒的情况下，结晶粒径变粗大，伸长率和弯曲性降低。因此，使二次平均升温速度为0.1~10℃/秒的范围。优选为0.5~5℃/秒的范围。
使本发明中的二次升温时的炉内的空气比小于1.10。二次升温时的炉内的空气比达到1.10以上时，在较钢板表层10μm深度更靠内部的钢板内层部，铁素体相的体积百分率也超过70%，疲劳特性变差。
另外，可以使本发明中的二次升温时的炉内的空气比为通常的空气比即1.00以下，之后的退火工序的空气比也可以在通常的范围内进行。优选为0.60~0.95的范围。
退火温度：730~900℃、保持时间：10~500秒
镀覆开始前的退火温度低于730℃的情况下，在退火时没有充分地生成奥氏体，因此，无法充分地确保钢板的强度。另一方面，退火温度高于900℃的情况下，在加热中奥氏体相变粗大，在之后的冷却过程中生成的铁素体的量减少，钢板的弯曲性降低。另外，最终得到的钢板组织的结晶粒径整体过度变粗大，具有伸长率、弯曲性均降低的倾向。因此，使退火温度为730~900℃。优选为750~850℃的范围。
另外，上述退火温度范围内的保持时间小于10秒的情况下，在退火中的奥氏体相的生成量不足，难以确保最终的钢板的强度。另一方面，在实施长时间退火的情况下，具有钢板组织的晶粒生长而变粗大的倾向。特别是该保持时间超过500秒的情况下，在加热退火中的奥氏体相以及铁素体相的粒径变得过度粗大，热处理后所得到的钢板的组织的弯曲性降低。此外，奥氏体晶粒的粗大化成为冲压成形时的表面粗糙的原因，因此不优选。另外，在直到冷却停止温度的冷却过程中的铁素体相的生成量也减少，因此，伸长性也降低。
因此，为了同时实现更微小的组织、和缩小退火前的组织的影响而得到均匀微小的组织，使保持时间为10~500秒的范围。优选为20~200秒的范围。
从退火温度至冷却停止温度的平均冷却速度：1~30℃/秒、冷却停止温度：450~550℃
直到该冷却停止温度的平均冷却速度，对于控制软质的铁素体相与硬质的贝氏体相和/或马氏体相的存在比率，钢板具有TS为980MPa级以上的强度的同时、确保优良的加工性发挥重要的作用。即，平均冷却速度超过30℃/秒时，抑制冷却中的铁素体相的生成，过量生成贝氏体相和马氏体相，因此，容易确保TS为980MPa级，但导致弯曲性变差。
另一方面，平均冷却速度慢于1℃/秒时，不仅在冷却过程中生成的铁素体相的量增多，而且珠光体相也增多，因此，不能确保高TS。因此，使直到冷却停止温度的平均冷却速度为1~30℃/秒的范围。优选的范围为5~20℃/秒。更优选为10~20℃/秒的范围。
需要说明的是，此时的钢板的冷却方法优选为一般的气体冷却法，此外，可以使用炉内冷却法、喷雾冷却法、轧辊冷却法、水冷法等以往公知的方法，另外，也可以适当组合各种方法来进行。
冷却停止温度高于550℃的情况下，从奥氏体向比马氏体相更软质的珠光体相或者贝氏体相进行钢板组织的相变，难以确保TS为980MPa级。另外，也有时生成硬质的残留奥氏体相，但该情况下，延伸凸缘性降低。另一方面，冷却停止温度低于450℃的情况下，由于贝氏体相变的进行，残留奥氏体相增加，难以确保TS为980MPa级，并且弯曲特性变差。
上述冷却停止后，实施热镀锌处理，得到热镀锌钢板。或者上述热镀锌处理后，使用感应加热装置等，进一步实施进行再加热的合金化处理，得到合金化热镀锌钢板。需要说明的是，本发明中，对于热镀锌处理以及合金化处理的各条件，没有特别限制，在以往公知的条件下进行即可。
在此，优选使热镀锌层的附着量为每单面为约20g/m2~约150g/m2。这是由于，镀层附着量小于20g/m2时，难以确保耐腐蚀性，另一方面，超过150g/m2时，耐腐蚀效果饱和，成本上变得不利。更优选为30~70g/m2的范围。
需要说明的是，连续退火后，从形状矫正和表面粗糙度调节的目的出发，可以对最终得到的合金化热镀锌钢板进行表面光轧，但在过度地进行平整轧制的情况下，在钢板中过多地引入应变，形成晶粒生长的轧制加工组织，延展性降低。因此，优选使平整轧制的轧制率为约0.1%~约1.5%的范围。
实施例
对达到表1所示的成分组成的钢进行熔炼，在表2-1、2-2所示的条件下，实施钢坯加热、热轧、卷取、轧制率为50%的冷轧、连续退火以及镀覆处理，制造板厚为2.0mm、每单面的镀层附着量为45g/m2的热镀锌钢板以及合金化热镀锌钢板。需要说明的是，使冷轧时的轧制率均为50%。另外，连续退火时的炉内的空气比，一次升温中设定为表2-1，2-2所示的空气比，二次升温及其以后，设定为0.8~1.0的范围。
对于这样得到的热镀锌钢板以及合金化热镀锌钢板，进行以下所示的材料试验，考察材料特性。
将结果示于表3-1、3-2以及表4。
需要说明的是，材料试验以及材料特性的评价法如下。
(1)钢板的组织
在与钢板的轧制方向平行的面中，以1000~3000倍拍摄钢板表层部以及作为钢板内层部的距钢板表面10~50μm的区域和板厚1/4位置的SEM照片。使用这些SEM照片，测定钢板组织的体积百分率。
即，钢板内层部的组织，通过观察从钢板表面或从钢板与镀锌层的界面向钢板中心侧10~50μm的区域(深度方向40μm×轧制方向20μm)以及板厚为1/4位置的40μm×20μm的区域(深度方向40μm×轧制方向20μm)各自的组织来鉴定。
需要说明的是，铁素体相的结晶粒径基于JIS G 0552：1998中规定的方法，测定结晶粒度，换算成平均结晶粒径。另外，对于铁素体相、珠光体相的体积百分率，使用倍率为1000的截面组织照片，通过目视判定，鉴定铁素体以及珠光体，通过图像分析，求出铁素体相以及珠光体相的占有面积，除以分析的面积(截面组织照片的面积)，由此，求出铁素体相以及珠光体相的面积百分率，将其作为体积百分率。
另外，关于残留奥氏体的量，将作为测定对象的钢板磨削至板厚1/4位置后，通过化学磨削进一步磨削0.1mm，对于该面，通过X射线衍射装置，使用Mo的Kα射线，测定fcc铁的(200)面、(220)面、(311)面和bcc铁的(200)面、(211)面、(220)面的积分强度，由这些测定值求出残留奥氏体的百分率，作为残留奥氏体的体积百分率。
另外，作为本发明的钢板的钢组织，铁素体相、奥氏体相、珠光体相以外的余量为贝氏体相和/或马氏体相，因此，贝氏体相与马氏体相的合计量为铁素体相、奥氏体相、珠光体相以外的部分。
对于贝氏体相和马氏体相的平均粒径，使用倍率为3000倍的SEM照片，鉴定为贝氏体或者马氏体，将这些连续的一个区域视为晶粒，基于JIS G 0552：1998中规定的方法，测定粒度，换算成各相的平均粒径。
(2)拉伸特性
使用将与轧制方向成90°的方向作为长度方向(拉伸方向)的JIS Z2201中记载的5号试验片，进行基于JIS Z 2241的拉伸试验来评价。
(3)弯曲性(极限弯曲半径)
基于JIS Z 2248中规定的V形模具法实施。此时，对于弯曲部外侧是否有裂缝进行目视观察，将没有产生裂缝的最小的弯曲半径设定为极限弯曲半径。需要说明的是，将极限弯曲半径≤0.3t设为弯曲性良好。另外，表4中同时记载了极限弯曲半径/t的值。
(4)焊接性(电阻点焊)
首先，在以下的条件下进行点焊。
设定电极：DR6mm-40R、加压力：4802N(490kgf)、初期加压时间：30次循环/60Hz、通电时间：17次循环/60Hz、保持时间：1次循环/60Hz。关于试验电流，对于相同编号的钢板，以0.2kA间距从4.6kA变化至10.0kA，另外，从10.5kA开始以0.5kA间距变化至熔合。
接着，对各试验片进行十字拉伸试验、焊接部的熔核直径的测定。电阻点焊接头的十字拉伸试验基于JIS Z 3137的规定来实施。另外，熔核直径的测定基于JIS Z 3139的规定，如下实施。
将电阻点焊后的对称圆状的熔塞(プラグ)部分沿着与钢板表面垂直的截面，以通过焊接点的大致中心的截面进行半切割。对切割截面进行磨削、蚀刻后，通过利用光学显微镜观察的截面组织观察，测定熔核直径。在此，将除去塑性金属环区后的熔融区域的最大直径作为熔核直径。
对于熔核直径在4t1/2(mm)以上的焊接材，进行十字拉伸试验，在从母材开始断裂这样的密合性良好的焊接的情况下，将该焊接性设为良好。
(5)平面弯曲疲劳试验
平面弯曲疲劳试验基于JIS Z 2275，在完全交变应力(应力比：1)、频率20Hz的条件下进行。对于平面弯曲疲劳特性，将疲劳极限/TS所示的耐久比为0.35以上判断为良好。
表1
表2-1
表2-2
表3-1
*残留奥氏体相和/或珠光体相
表3-2
*残留奥氏体相和/或珠光体相
表4
如表4所示可知，本发明的高强度热镀锌钢板，不仅得到极限弯曲半径≤0.3t这样的优良的弯曲性以及良好的电阻点焊性，而且也同时满足耐久比≥0.35这样的平面弯曲疲劳特性。另外可知，使用满足本发明的特别优选的组成的钢记号A~M的发明例中，确保了极限弯曲半径≤0.25t这样的更优良的弯曲性。
相对于此，钢成分在本发明的适当范围之外的No.28以及33、34，焊接性变差。
一次升温时的空气比在本发明的适当范围之外的No.3、4、10、11，弯曲性或者平面弯曲疲劳特性(耐久比)变差。
钢坯加热温度、一次升温速度、保持时间中的任意一个条件在本发明的适当范围之外的No.18、21、25，由于铁素体相的结晶粒径粗大，因此，弯曲性变差。
从终轧温度开始的平均冷却速度在本发明的适当范围之外的No.19，也由于铁素体相的结晶粒径粗大，因此弯曲性变差。
卷取温度、中间温度在本发明的适当范围之外的No.20、22，也由于铁素体相的结晶粒径粗大，因此弯曲性变差。
二次升温速度或直到冷却停止温度的冷却速度在本发明的适当范围之外的No.23、26，铁素体相的体积百分率多，TS低于980MPa。
退火温度在本发明的适当范围之外的No.24，由于铁素体相的结晶粒径粗大，因此弯曲性变差。
冷却停止温度在本发明的适当范围之外的No.27，TS低于980MPa。
产业上的可利用性
本发明的高强度热镀锌钢板，不仅具有高拉伸强度，而且弯曲性和焊接性优良，因此，以汽车部件为代表，在建筑以及家电领域等需要严格的尺寸精度以及弯曲性的用途中适用，发挥出色的效果。

Claims (8)

1.一种弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，以质量%计，含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001～0.040%以及S：0.0050%以下，其特征在于，
具有如下组织，从该钢板的表面至10μm深度的钢板表层部含有以体积百分率计超过70%的铁素体相，并且较距该表面10μm深度更靠内部的钢板内层部至少含有体积百分率为20～70%、并且平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相，
拉伸强度为980MPa以上，在钢板表面上具有热镀锌层。
2.如权利要求1所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板内层部的组织含有：
体积百分率为20～70%、平均结晶粒径为5μm以下的铁素体相；
体积百分率为30～80%、平均结晶粒径为5μm以下的贝氏体相和/或马氏体相；和
体积百分率为5%以下且包括0%的残留奥氏体相和/或珠光体相。
3.如权利要求1或2所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001～0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01～1.6%、Mn：2.0～3.5%、Al：0.005～0.1%以及N：0.0060%以下，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
4.如权利要求3所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01～0.50%以及B：0.0001～0.0030%中的一种或两种以上，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
5.如权利要求3所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自Ti：0.010～0.080%以及Nb：0.010～0.080%中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
6.如权利要求4所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计还含有选自Ti：0.010～0.080%以及Nb：0.010～0.080%中的一种或两种，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
7.如权利要求5或6所述的弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板，其特征在于，所述钢板以质量%计含有C：0.05%以上且小于0.12%、P：0.001～0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01～1.6%、Mn：2.0～3.5%、Al：0.005～0.1%、N：0.0060%以下、Cr：超过0.5%且2.0%以下、Mo：0.01～0.50%、Ti：0.010～0.080%、Nb：0.010～0.080%以及B：0.0001～0.0030%，余量由Fe及不可避免的杂质的组成构成。
8.一种弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法，包括如下工序：将权利要求1～7中任一项所述的组成的钢坯加热后，进行热轧，接着，卷取成卷材后，进行酸洗，然后，进行冷轧后，实施热镀锌，所述制造方法的特征在于，
在1150～1300℃的温度下钢坯加热后，使热终轧温度为850～950℃进行热轧，然后，在热终轧温度至比热终轧温度低100℃的温度范围内以平均冷却速度为5～200℃/秒进行冷却，在400～650℃的温度下卷取成卷材，接着，进行酸洗，然后，进行冷轧后，进一步在实施作为两阶段升温工序的退火时，使从200℃至500～800℃的中间温度的一次平均升温速度为5～50℃/秒，以空气比为1.10～1.20进行一次升温至该中间温度，进一步使从该中间温度至730～900℃的退火温度的二次平均升温速度为0.1～10℃/秒，以空气比小于1.10进行二次升温至该退火温度，在该退火温度范围内保持10～500秒后，以1～30℃/秒的平均冷却速度冷却至450～550℃的温度范围，接着，实施热镀锌处理、或者进一步的合金化处理。
CN201180027075.3A 2010-05-31 2011-05-30 弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法 Active CN102918174B (zh)

Applications Claiming Priority (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010125306 2010-05-31
JP2010-125306 2010-05-31
JP2011-118173 2011-05-26
JP2011118173A JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2011-05-26 曲げ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
PCT/JP2011/002999 WO2011152017A1 (ja) 2010-05-31 2011-05-30 曲げ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

Publications (2)

Publication Number Publication Date
CN102918174A CN102918174A (zh) 2013-02-06
CN102918174B true CN102918174B (zh) 2015-03-11

Family

ID=45066410

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201180027075.3A Active CN102918174B (zh) 2010-05-31 2011-05-30 弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Country Status (8)

Country Link
US (2) US20130071687A1 (zh)
EP (1) EP2578718B1 (zh)
JP (1) JP5434960B2 (zh)
KR (1) KR101304077B1 (zh)
CN (1) CN102918174B (zh)
MX (1) MX2012012770A (zh)
TW (1) TWI422690B (zh)
WO (1) WO2011152017A1 (zh)

Families Citing this family (62)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101353838B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-20 주식회사 포스코 인성 및 용접성이 우수한 내마모강
JP6359518B2 (ja) 2012-04-05 2018-07-18 タタ、スティール、アイモイデン、ベスローテン、フェンノートシャップＴａｔａ Ｓｔｅｅｌ Ｉｊｍｕｉｄｅｎ Ｂｖ 低Ｓｉ含有量鋼ストリップ
JP6052078B2 (ja) * 2012-07-04 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度低降伏比冷延鋼板の製造方法
JP2014043628A (ja) * 2012-08-28 2014-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal 溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法
WO2014073520A1 (ja) * 2012-11-06 2014-05-15 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP6246621B2 (ja) 2013-05-08 2017-12-13 株式会社神戸製鋼所 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度−曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015011510A1 (en) 2013-07-25 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Spot welded joint using high strength and high forming and its production method
JP5858032B2 (ja) * 2013-12-18 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3054025B1 (en) * 2013-12-18 2018-02-21 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
CN113416892A (zh) * 2014-02-05 2021-09-21 安赛乐米塔尔股份公司 可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板
JP2015200013A (ja) 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015162849A1 (ja) * 2014-04-22 2015-10-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
MX2017001105A (es) 2014-07-25 2017-05-09 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo de produccion de la misma.
US10544477B2 (en) 2014-07-25 2020-01-28 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet
JP5935843B2 (ja) * 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
EP3187607B1 (en) 2014-08-28 2019-03-06 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability, in-plane stability of stretch-flange formability, and bendability, and method for producing same
EP3159420B1 (en) * 2014-09-08 2020-09-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength hot-dipped galvanized steel sheet
MX2017005567A (es) * 2014-10-30 2017-06-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia, lamina de acero galvanizada por inmersion en caliente de alta resistencia, lamina de acero recubierta de aluminio por inmersion en caliente de alta resistencia, y lamina de acero electrogalvanizada de alta resistencia, y metodos para fabricacion de las mismas.
ES2775480T3 (es) 2014-11-05 2020-07-27 Nippon Steel Corp Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente
MX2017005591A (es) 2014-11-05 2017-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero galvanizada por inmersion en caliente.
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014116929B3 (de) 2014-11-19 2015-11-05 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aufgestickten Verpackungsstahls, kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Vorrichtung zum rekristallisierenden Glühen und Aufsticken eines Stahlflachprodukts
KR101561008B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101657822B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP5958668B1 (ja) * 2015-01-16 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2016113781A1 (ja) * 2015-01-16 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2017010339A (es) 2015-02-13 2018-01-23 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada de alta resistencia y metodo para la fabricacion de la misma.
US10494689B2 (en) 2015-02-13 2019-12-03 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
KR20190134842A (ko) 2015-02-25 2019-12-04 아르셀러미탈 항복 강도 및 구멍 확장성이 개선된 포스트 어닐링된 고인장 강도의 코팅된 강 시트
CN107406939B (zh) 2015-03-13 2018-12-18 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2016198906A1 (fr) * 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
WO2017109540A1 (en) * 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
KR101767762B1 (ko) * 2015-12-22 2017-08-14 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
WO2017138384A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
DE102016104295A1 (de) * 2016-03-09 2017-09-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Stahl zur Verwendung als Schweißzusatzwerkstoff
KR102130232B1 (ko) * 2016-03-31 2020-07-03 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀 하드 강판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법
WO2017168957A1 (ja) 2016-03-31 2017-10-05 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
JP6424967B2 (ja) * 2016-05-25 2018-11-21 Ｊｆｅスチール株式会社 めっき鋼板およびその製造方法
US10940556B2 (en) 2016-08-22 2021-03-09 Jfe Steel Corporation Automotive member having resistance weld
WO2018043452A1 (ja) 2016-08-30 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US11142805B2 (en) 2016-09-30 2021-10-12 Jfe Steel Corporation High-strength coated steel sheet and method for manufacturing the same
KR102256983B1 (ko) * 2016-12-12 2021-05-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 저항복비 각형 강관용 열연 강판 및 그의 제조 방법 그리고 저항복비 각형 강관 및 그의 제조 방법
KR102289151B1 (ko) * 2017-02-20 2021-08-13 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 강판
MX2019009598A (es) 2017-02-20 2019-10-02 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
EP3604594A1 (en) * 2017-03-30 2020-02-05 JFE Steel Corporation Hot pressed member and method for manufacturing same
KR102398709B1 (ko) 2017-10-20 2022-05-16 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US11491581B2 (en) 2017-11-02 2022-11-08 Cleveland-Cliffs Steel Properties Inc. Press hardened steel with tailored properties
CN108823507B (zh) * 2018-06-28 2020-12-11 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法
CN108998737A (zh) * 2018-07-03 2018-12-14 唐山钢铁集团有限责任公司 一种弯曲和焊接性能优异的热镀锌高强钢板及其生产方法
CN111378895B (zh) * 2018-12-28 2021-10-19 宝山钢铁股份有限公司 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法
CN113692452B (zh) * 2019-04-17 2023-10-27 杰富意钢铁株式会社 无方向性电磁钢板
EP3960892A4 (en) * 2019-04-24 2022-11-23 Nippon Steel Corporation GALVANISED STEEL
US20230031338A1 (en) * 2019-12-13 2023-02-02 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021205943A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 鋼板
EP4227430A4 (en) 2020-10-12 2024-03-27 Nippon Steel Corporation HOT-DIP GALVANIZED STEEL SHEET
KR102457021B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457020B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457023B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457022B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
WO2023118350A1 (en) * 2021-12-24 2023-06-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component

Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2006045615A (ja) * 2004-08-04 2006-02-16 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法
CN101158009A (zh) * 2001-02-27 2008-04-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101657558A (zh) * 2007-04-13 2010-02-24 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法

Family Cites Families (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5844133B2 (ja) * 1978-12-29 1983-10-01 新日本製鐵株式会社 冷延鋼帯の連続焼鈍方法
JPH02175839A (ja) 1988-12-28 1990-07-09 Kawasaki Steel Corp 溶接性、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JPH05195149A (ja) * 1992-01-21 1993-08-03 Nkk Corp 曲げ加工性及び衝撃特性の優れた超高強度冷延鋼板
JP3263143B2 (ja) 1992-08-27 2002-03-04 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JPH10130782A (ja) 1996-11-01 1998-05-19 Nippon Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3596316B2 (ja) 1997-12-17 2004-12-02 住友金属工業株式会社 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3823613B2 (ja) 1999-06-24 2006-09-20 住友金属工業株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3729108B2 (ja) 2000-09-12 2005-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4936300B2 (ja) 2001-04-17 2012-05-23 新日本製鐵株式会社 プレス加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2004232011A (ja) 2003-01-29 2004-08-19 Nisshin Steel Co Ltd 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4486336B2 (ja) 2003-09-30 2010-06-23 新日本製鐵株式会社 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4586449B2 (ja) * 2004-02-27 2010-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4360319B2 (ja) * 2004-12-02 2009-11-11 住友金属工業株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4770428B2 (ja) * 2005-11-29 2011-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5167865B2 (ja) * 2008-02-29 2013-03-21 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
JP5402357B2 (ja) * 2008-07-30 2014-01-29 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高Ｓｉ冷延鋼板の製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN101158009A (zh) * 2001-02-27 2008-04-09 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP2006045615A (ja) * 2004-08-04 2006-02-16 Jfe Steel Kk 冷延鋼板の製造方法
CN101657558A (zh) * 2007-04-13 2010-02-24 杰富意钢铁株式会社 高强度热镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20130071687A1 (en) 2013-03-21
KR101304077B1 (ko) 2013-09-05
MX2012012770A (es) 2012-12-17
JP2012012703A (ja) 2012-01-19
TWI422690B (zh) 2014-01-11
JP5434960B2 (ja) 2014-03-05
US20160017473A1 (en) 2016-01-21
CN102918174A (zh) 2013-02-06
EP2578718A4 (en) 2015-12-02
EP2578718A1 (en) 2013-04-10
TW201202442A (en) 2012-01-16
US10196727B2 (en) 2019-02-05
EP2578718B1 (en) 2017-11-08
KR20130006507A (ko) 2013-01-16
WO2011152017A1 (ja) 2011-12-08

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN102918174B (zh) 弯曲性和焊接性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN101657558B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102414335B (zh) 加工性、焊接性和疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103146992B (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板
JP5352793B2 (ja) 耐遅れ破壊特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
US11939640B2 (en) Method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, and method for producing heat-treated sheet
CN106574337B (zh) 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
JP6501045B1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
CN105492643A (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
CN103210105A (zh) 均匀伸长率和镀覆性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN105452513A (zh) 高屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
CN105102655B (zh) 高强度合金化热镀锌钢板及其制造方法
CN102712978B (zh) 加工性和点焊性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103797145A (zh) 加工性优良的高强度钢板及其制造方法
CN102333901A (zh) 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN102348821A (zh) 成形性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN107208225A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN105189804B (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN107250406B (zh) 高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2013160928A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6950826B2 (ja) 高強度鋼板、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法および高強度鋼板の製造方法
CN107250408A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN105074037B (zh) 高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN116018416A (zh) 钢板及其制造方法
JP5678695B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
C06 Publication
PB01 Publication
C10 Entry into substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
C14 Grant of patent or utility model
GR01 Patent grant