JP2009263752A - 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法と亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決手段】本発明は、質量%で、C、Si、Mn、P、S、Al、N、Oを規定量含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が9°未満であり、引張最大強さが540MPa以上であることを特徴とする。
【選択図】 なし
Description
DP鋼板は、延性に富むフェライトを主相とし、硬質組織であるマルテンサイトを鋼板組織中に分散させることで、優れた延性を得ている。また、軟質なフェライトは変形し易く、変形と共に多量の転位が導入され、硬化することから、n値も高い。しかしながら、鋼板組織を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトより成る組織とすると、両組織の変形能が異なることから、穴拡げ加工のような大加工を伴う成形においては、両組織の界面に微小なマイクロボイドが形成され、穴拡げ性が著しく劣化するという問題を有する。特に、引張最大強度540MPa以上のDP鋼板中に含まれるマルテンサイト体積率は比較的多く、フェライトとマルテンサイト界面も多く存在することから、界面に形成されたマイクロボイドは容易に連結し、亀裂形成、破断へと至る。このことから、DP鋼板の穴拡げ性は劣位であることが知られている(例えば、非特許文献2)。
あるいは、粒界にセメンタイトやパーライト組織が存在する鋼板も、穴拡げ性は劣位である。これはフェライトとセメンタイトの境界が微小ボイド形成の起点となるためである。
その結果、特許文献3〜5及び非特許文献1に示されるように、穴拡げ性に優れた鋼板の開発は、鋼板の主相をベイナイトもしくは析出強化したフェライトの単相組織とし、かつ、粒界でのセメンタイト相の生成を抑えるため、Ti等の合金炭化物形成元素を多量に添加し、鋼中に含まれるCを合金炭化物とすることで、穴拡げ性に優れた高強度熱延鋼板が開発されてきた。
析出強化したフェライトの単相組織とした鋼板は、Ti、NbあるいはMo等の炭化物による析出強化を利用して鋼板を高強度化すると共に、セメンタイト等の形成を抑制することで、780MPa以上の高強度と、優れた穴拡げ性の両立が可能なものの、冷延及び焼鈍工程を経る冷延鋼板では、その析出強化が活用し難いという欠点を有する。即ち、析出強化は、フェライト中に、NbやTi等の合金炭化物が整合析出することで成し遂げられる。
冷延及び焼鈍を伴う冷延鋼板においては、フェライトは加工され、焼鈍時に、再結晶することから、熱延板段階で整合析出していたNbやTi析出物との方位関係が失われるため、その強化能が大幅に減少してしまい強度確保が難しい。また、NbやTiは、再結晶を大幅に遅延することが知られており、優れた延性確保のためには、高温焼鈍が必要となり生産性が悪い。また、熱延鋼板並みの延性が得られたとしても、析出強化鋼は、その延性や張り出し成形は、DP鋼板に比較し劣位であり、大きな張り出し性を必要とする部位への適用はできない。加えて、NbやTiなどの高価な合金炭化物形成元素を多量に添加せねばならず、コスト高を招くという問題も有している。
また、冷却終点温度が変動すると、マルテンサイト体積率がばらつくことから、材質がばらつき易いという問題を有していた。これら問題を解決する手段として、あるいは、十分なマルテンサイト体積率を確保するため、水槽等を用いて室温まで焼き入れることで、十分な量のマルテンサイト体積率の確保を行う場合があるが、水等を用いた冷却を行うと、鋼板の反りや切断後のキャンバー等の形状不良を生じ易い。これら形状不良の原因は、単なる板の変形のみに依るのではなく、冷却時の温度ムラに起因した残留応力を原因とする場合があり、板形状としては良好でも、切断後に反りやキャンバーといった形状不良を引き起こす場合がある。また、後工程で矯正しがたいという課題も有している。このことから、材質確保の点だけでなく、使い易さの観点でも課題がある。
このように、延性や張り出し成形性、あるいは、穴拡げ性の確保に必要な鋼板組織が極めて異なっていることから、これら特性を同時に具備することは、極めて難しい。
CAMP-ISIJ vol.13(2000),p411 CAMP-ISIJ vol.13(2000),p391
本発明はこのような事情を考慮してなされたものであり、その目的は、DP鋼並みの優れた延性と、単一組織の鋼板が有するものと同等の優れた穴拡げ性を両立しながら、高強度とした鋼板並びにその製造方法を提供することにある。
(1)本発明は、質量%で、C :0.05%〜0.20%、Si:0.3〜2.0%、Mn:1.3〜2.6%、P:0.001〜0.03%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.10%未満、N:0.0005〜0.0100%、O:0.0005〜0.007%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が9°未満であり、引張最大強さが540MPa以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400〜620℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をAc3変態点以上で焼鈍した後740℃まで冷却し、740〜680℃間で8秒以上保持し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、450℃〜300℃の温度域で30秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
(2)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(1)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
(3)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(1)または(2)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
(4)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(1)〜(3)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
(5)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(1)〜(4)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法に関する。
(7)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(6)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
(8)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(6)または(7)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
(9)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(6)〜(8)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
(10)本発明は、前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(6)〜(9)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(12)前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する鋳造スラブを用いることを特徴とする(11)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(13)前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(11)または(12)に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(14)前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(11)〜(13)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(15)前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする(11)〜(14)のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
即ち、C、Si、Mn、P、S、Al、N、Oの含有量を規定範囲とし、引張り最大強度で540MPa以上の優れた強度を発揮できると同時に、主としてフェライトと硬質組織からなり、隣接するフェライトと硬質組織間の結晶方位差を9゜未満とすることにより、優れた延性と優れた穴拡げ性を具備する高強度鋼板を安定して提供することができる。
また、本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法によれば、前述の条件に加え、Znめっき浴に浸漬する前後の少なくとも一方において、亜鉛めっき浴温度+50℃〜300℃の温度域での保持条件を規定することにより実現することができる。
以下に本発明を詳細に説明する。
まず、鋼板の組織の限定理由について述べる。
本発明者等は、この種の鋼板の組織について鋭意検討を進めた結果、鋼板組織をフェライトと硬質組織との複合組織とし、硬質組織と隣接する何れかのフェライトとの結晶方位差を9°以内とする硬質組織の割合を、硬質組織全体の体積率の50%以上とすることで、高強度を維持したまま優れた延性と穴拡げ性の両立が可能なことを見出した。特に、隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差を9°以内とすることが本発明の中で最も重要である。
次に、フェライトと隣接し結晶方位差を9°以内とした硬質組織の体積率が、全硬質組織の体積率の50%以上としたのは、結晶方位差を制御することで、穴拡げ加工時のフェライト及び硬質組織界面へのマイクロボイド形成を抑制するためである。
一般的に、軟質組織であるフェライトと硬質組織は、変形能が異なる。即ち、軟質なフェライトは変形し易いものの、硬質なベイナイトやマルテンサイトは変形し難い。その結果、引張試験の均一伸び以降、穴拡げ加工や伸びフランジ加工のような大変形を行う場合、両組織の界面に変形が集中し、マイクロボイド形成、亀裂形成、亀裂伝播、破断へと至ることから、優れた延性と穴拡げ性の両立は不可能と考えられていた。
このような効果は、隣接するフェライトと硬質組織、特に、ベイナイトとの結晶方位差を9°以内とした硬質組織の体積率が全硬質組織の体積率50%以上の場合に顕著になる。9°超であれば、大変形下でも変形能は乏しく、界面への歪集中、マイクロボイド形成を促進し、穴拡げ性を大幅に劣化させてしまう。このことから、結晶方位差は、9°以下とする必要がある。
また、本発明の鋼板では、上記、ベイナイト及びマルテンサイト以外に、残留オーステナイト、パーライトあるいはセメンタイトを含有しても良い。これは、硬質組織の大部分を、上記、結晶方位を有する硬質組織とすることで、これ以外の方位を有する硬質組織が存在し、フェライト及び硬質組織界面での歪集中、マイクロボイド形成を招いたとしても、その頻度は小さく、十分に分散しており、互いに連結することが難しく、鋼板の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させないためである。
また、鋼板組織としては、フェライト及びベイナイトの複合組織とすることを基本とするが、その他の硬質組織として、残留オーステナイト、マルテンサイト、セメンタイト及びパーライト等を含有しても良い。
また、結晶方位関係の同定に関しては、透過型電子顕微鏡(TEM)による内部組織観察、FESEM−EBSP法を用いた結晶方位マッピングにより可能である。特に、FESEM−EBSP法を用いた結晶方位マッピングは、広い視野を簡便に測定可能であることから特に有効である。本発明では、SEMにて写真撮影を行った後、FESEM−EBSP法を用いて、0.2μmのステップサイズにて100μm×100μmの視野の結晶方位マッピングを行った。ただし、FESEM−EBSP法を用いた方位解析のみでは、類似の結晶構造を有するベイナイト及びマルテンサイトの判別は難しい。しかしながら、マルテンサイト組織は、転位を多く含む組織であることから、Image Quality像との比較を行うことで容易に判別可能である。即ち、マルテンサイトは転位を多く含む組織であることから、フェライトやベイナイトに比較し、Image Qualityは格段に低く、容易に判別可能である。このことから、本発明にて、FESEM−EBSP法を用いて、ベイナイトとマルテンサイトの判別を行う場合は、Image Quality像を用いて判別を行った。各10視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求めることが出来る。
方位差の決定にあたっては、様々な成分並びに製造条件を有する鋼板を作成し、穴拡げ試験後、あるいは、引張試験後の試験片を埋め込み、研磨し、破断部近傍の変形挙動、特に、マイクロボイド形成挙動を調査したところ、上記のようにして求めた隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が9°以下のフェライトと硬質組織界面において、マイクロボイド形成の顕著な抑制が見られた。更には、硬質組織全体に占める隣接するフェライトと硬質組織の結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合を、50%以上に制御することで、顕著な穴拡げ性向上効果があることを見出した。このことから、硬質組織全体に占める結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合を50%以上とする必要がある。なお、マイクロボイド形成の抑制は、穴拡げ性の向上のみならず、引張試験では局部伸びの向上をもたらす、このことから本発明の硬質組織の結晶方位差を制御した複合組織鋼板は、通常のDP鋼に比較し、局部伸びに優れる。
本発明においてフェライトの結晶粒径については特に限定しないが、強度伸びバランスの観点から公称粒径で7μm以下であることが望ましい。
C :0.05%〜0.20%
Cは、ベイナイトやマルテンサイトを用いた組織強化を行う場合、必須の元素である。Cが0.05%未満では、540MPa以上の強度確保が難しいことから、下限値を0.05%とした。一方、Cの含有量を0.20%以下とする理由は、Cが0.20%を超えると、硬質組織体積率が多くなりすぎてしまい、大部分の硬質組織とフェライトの結晶方位差を9°以下としても、不可避的に存在する上記結晶方位関係を持たない硬質組織の体積率が多くなりすぎてしまい、界面での歪集中やマイクロボイド形成を抑制できず、穴拡げ値が劣位となるためである。
Si:0.3〜2.0%
Siは強化元素であるのに加え、セメンタイトに固溶しない事から、粒界での粗大セメンタイトの形成を抑制する。0.3%未満の添加では、固溶強化による強化が期待できない、あるいは、粒界への粗大セメンタイトの形成が抑制できないことから0.3%以上添加する必要がある。一方で、2.0%を越える添加は、残留オーステナイトを過度に増加せしめ、打ち抜きや切断後の穴拡げ性や伸びフランジ性を劣化させる。このことから上限は2.0%とする必要がある。加えて、Siの酸化物は、溶融亜鉛めっきとの濡れ性が悪いことから、不メッキの原因となる。そこで、溶融亜鉛めっき鋼板の製造にあたっては、炉内の酸素ポテンシャルを制御し、鋼板表面へのSi酸化物形成を抑制するなどが必要となる。
Mnは、固溶強化元素であるのと同時に、オーステナイト安定化元素であることから、オーステナイトがパーライトへと変態するのを抑制する。1.3%未満ではパーライト変態の速度が速すぎてしまい、鋼板組織をフェライト及びベイナイトの複合組織とすることが出来ず、540MPa以上のTSが確保出来ない。また、穴拡げ性も劣る。このことから、下限値を1.3%以上とする。一方、Mnを多量に添加すると、P、Sとの共偏析を助長し、加工性の著しい劣化を招くことから、その上限を2.6%とした。
P:0.001〜0.03%
Pは鋼板の板厚中央部に偏析する傾向があり、溶接部を脆化させる。0.03%を超えると溶接部の脆化が顕著になるため、その適正範囲を0.03%以下に限定した。Pの下限値は特に定めないが、0.001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。
S:0.0001〜0.01%
Sは、溶接性ならびに鋳造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼす。このことから、その上限値を0.01%以下とした。Sの下限値は特に定めないが、0.0001%未満とすることは、経済的に不利であることからこの値を下限値とすることが好ましい。また、SはMnと結びついて粗大なMnSを形成することから、穴拡げ性を低下させる。このことから、穴拡げ性向上のためには、出来るだけ少なくする必要がある。
Al:0.10%未満
Alは、フェライト形成を促進し、延性を向上させるので添加しても良い。また、脱酸材としても活用可能である。しかしながら、過剰な添加はAl系の粗大介在物の個数を増大させ、穴拡げ性の劣化や表面傷の原因になる。このことから、Al添加の上限を0.1%とした。下限は、特に限定しないが、0.0005%以下とするのは困難であるのでこれが実質的な下限である。
Nは、粗大な窒化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。これは、Nが0.01%を超えると、この傾向が顕著となることから、N含有量の範囲を0.01%以下とした。加えて、溶接時のブローホール発生の原因になることから少ない方が良い。下限は、特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、N含有量を0.0005%未満とすることは、製造コストの大幅な増加を招くことから、これが実質的な下限である。
O:0.0005〜0.007%
Oは、酸化物を形成し、曲げ性や穴拡げ性を劣化させることから、添加量を抑える必要がある。特に、酸化物は介在物として存在する場合が多く、打抜き端面、あるいは、切断面に存在すると、端面に切り欠き状の傷や粗大なディンプルを形成することから、穴拡げ時や強加工時に、応力集中を招き、亀裂形成の起点となり大幅な穴拡げ性あるいは曲げ性の劣化をもたらす。これは、Oが0.007%を超えると、この傾向が顕著となることから、O含有量の上限を0.007%以下とした。0.0005%と未満とすることは、製鋼時の脱酸に手間が掛かる等、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これを下限とした。ただし、Oを0.0005%未満としたとしても、本発明の効果である540MPa以上のTSと優れた延性を確保可能である。
B:0.0001〜0.010%
Bは、0.0001質量%以上の添加で粒界の強化や鋼材の強度化に有効であるが、その添加量が0.010質量%を超えると、その効果が飽和するばかりでなく、熱延時の製造製を低下させることから、その上限を0.010%とした。
Cr:0.01〜1.0%
Crは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、0.01%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.01%とした。1%超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を1%とした。
Niは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、0.01%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.01%とした。1%超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限を1%とした。
Cu:0.01〜1.0%
Cuは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、0.01%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.01%とした。逆に、1%超含有すると製造時および熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、上限値を1%とした。
Mo:0.01〜1.0%
Moは、強化元素であるとともに焼入れ性の向上に重要である。しかし、0.01%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.01%とした。1%超含有すると大幅なコスト高を招くことから上限は1%であるが、0.3%以下がより好ましい。
Nb:Nbは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.001%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.001%とした。0.14%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.14%とした。
Ti:Tiは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.001%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.001%とした。0.14%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.14%とした。
V:Vは、強化元素である。析出物強化、フェライト結晶粒の成長抑制による細粒強化および再結晶の抑制を通じた転位強化にて、鋼板の強度上昇に寄与する。添加量が0.001%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.001%とした。0.14%超含有すると、炭窒化物の析出が多くなり成形性が劣化するため、上限値を0.14%とした。
Ca、Ce、Mg、REMから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%添加できる。Ca、Ce、Mg、REMは脱酸に用いる元素であり、1種または2種以上を合計で0.0001%以上含有することで、脱酸後の酸化物サイズを低下可能であり、穴拡げ性向上に寄与する。
しかしながら、含有量が合計で0.5%を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、含有量を合計で0.0001〜0.5%とした。なお、REMとは、Rare Earth Metalの略であり、ランタノイド系列に属する元素をさす。本発明において、REMやCeはミッシュメタルにて添加されることが多く、LaやCeの他にランタノイド系列の元素を複合で含有する場合がある。不可避不純物として、これらLaやCe以外のランタノイド系列の元素を含んだとしても本発明の効果は発揮される。ただし、金属LaやCeを添加したとしても本発明の効果は発揮される。
マルテンサイトやベイナイトは、オーステナイトから変態することから、オーステナイトと特定の方位関係を有することが知られている。一方、オーステナイト単相域焼鈍を行い、その後、高温で長時間保持を行った場合、オーステナイト粒界に、特定の方位関係を有するフェライトが形成する場合があることが知られている。しかしながら、高温長時間保持では、これら特定方位関係を有するフェライトの形成は可能なものの、低温になるとフェライトは非常に形成し易くなるため、特定の方位関係を有さないフェライトが数多く形成する。冷却過程では、オーステナイト粒内や、オーステナイトとフェライトの粒界に新たなフェライトが形成する場合があるため、特定の方位関係を有するフェライトとオーステナイト界面の割合が減少してしまう。
連続焼鈍設備や溶融亜鉛めっき設備のような短時間の製造プロセスを考えた場合、長時間の保持が行い難いことから、特定の方位関係を有するフェライトを形成し難いという問題を有していた。この結果、高温長時間の熱処理でフェライトを出す場合には、フェライトとオーステナイト間に特定の方位関係が存在したとしても、体積率で50%以上となる多量のフェライトを形成させるとその方位関係は失われてしまう。この結果、鋼板組織中に存在するフェライトとオーステナイトから変態し形成される硬質組織(ベイナイトやマルテンサイトなど)の方位関係を制御することは出来なかった。
本発明において熱間圧延に供するスラブは特に限定するものではない。すなわち、連続鋳造スラブや薄スラブキャスターなどで製造したものであればよい。また、鋳造後に直ちに熱間圧延を行う連続鋳造−直接圧延(CC−DR)のようなプロセスにも適合する。
熱延スラブ加熱温度は、1050℃以上にする必要がある。スラブ加熱温度が過度に低いと、仕上げ圧延温度がAr3変態点を下回ってしまいフェライト及びオーステナイトの二相域圧延となり、熱延板組織が不均一な混粒組織となり、冷延及び焼鈍工程を経たとしても不均一な組織は解消されず、延性や穴拡げ性に劣る。また、本発明に係る鋼板は、焼鈍後に540MPa以上の引張最大強度を確保するため、比較的多量の合金元素を添加していることから、仕上げ圧延時の強度も高くなりがちである。スラブ加熱温度の低下は、仕上げ圧延温度の低下を招き、更なる圧延荷重の増加を招き、圧延が困難となったり、圧延後の鋼板の形状不良を招く懸念があることから、スラブ加熱温度は、1050℃以上とする必要がある。スラブ加熱温度の上限は特に定めることなく、本発明の効果は発揮されるが、加熱温度を過度に高温にすることは、経済上好ましくないことから、加熱温度の上限は1300℃未満とすることが望ましい。
なお、Ar3変態温度は合金組成に応じて次の式により計算し、把握することができる。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
熱間圧延後の巻き取り温度は620℃以下にする必要がある。620℃を超えると熱延組織中に粗大なフェライトやパーライト組織が存在するため、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の延性が劣化する。焼鈍後の組織を微細にして強度延性バランスを向上させる、更には、第二相を均一分散させ穴拡げ性を向上させる観点からは600℃以下で巻き取ることがより好ましい。また、620℃を超える温度で巻き取ることは、鋼板表面に形成する酸化物の厚さを過度に増大させるため、酸洗性が劣るので好ましくない。下限については特に定めることなく本発明の効果は発揮されるが、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質の下限となる。なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。
最高加熱温度〜740℃での冷却速度は特に限定するものではないが、有限の長さを有する設備を用いる場合、この温度域での冷却速度の低下は、740〜680℃間の滞留時間の減少を意味する。このことから、最高加熱温度〜740℃間の冷却速度は出来るだけ大きくすることが望ましい。
Ac3=910−203×(C)1/2+44.7×Si−30×Mn+700×P+400×Al−11×Cr−20×Cu−15.2×Ni+31.5×Mo+400×Ti
本発明では、引き続き450℃〜300℃の温度域で30秒以上保持する必要がある。これは、オーステナイトを、主相であるフェライトとの結晶方位差9°未満のベイナイトへと変態させるためである。450℃超の温度域にて保持を行うと、粗大なセメンタイトが粒界に析出するため、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから上限温度を450℃とする。一方、保持温度が300℃未満では、ベイナイト変態がほとんど起こらず、オーステナイトはその後の冷却過程にて、マルテンサイトへと変態することとなる。その結果、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を9°未満とすることが出来ず、穴拡げ性が大幅に劣化する。このことから、30秒以上保持する際の300℃が下限の温度である。
450℃〜300℃の温度域で30秒未満の保持では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差9°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は30秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。
なお、この450〜300℃の温度域で滞留させる工程は先の630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却する工程に連続して行う必要があり、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却する工程にて300℃より低い温度まで一旦冷却した後に再度450〜300℃の温度域に加熱する熱処理を施して滞留させても結晶方位差を制御することはできなくなる。
熱処理後には、表面粗度の制御、板形状制御、あるいは、降伏点伸びの抑制のためには、スキンパス圧延を行うことが望ましい。その際のスキンパス圧延の圧下率は、0.1〜1.5%の範囲が好ましい。スキンパス圧延率は、0.1%未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが下限となる。1.5%超えると生産性が著しく低下するのでこれを上限とする。スキンパスは、インラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。
焼鈍後の冷却に関しても、連続焼鈍ラインを通板する場合と同様の理由により、630℃と570℃間を3℃/秒以上で冷却する必要がある。
めっき浴浸漬板温度は、溶融亜鉛めっき浴温度より40℃低い温度から溶融亜鉛めっき浴温度より50℃高い温度までの温度範囲とすることが望ましい。浴浸漬板温度が溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃を下回ると、めっき浴浸漬進入時の抜熱が大きく、溶融亜鉛の一部が凝固してしまいめっき外観を劣化させる場合があることから、下限を(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃とする。ただし、浸漬前の板温度が(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃を下回っても、めっき浴浸漬前に再加熱を行い、板温度を(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃以上としてめっき浴に浸漬させても良い。また、めっき浴浸漬温度が(溶融亜鉛めっき浴温度+50)℃を超えると、めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。また、めっき浴は、純亜鉛に加え、Fe、Al、Mg、Mn、Si、Crなどを含有しても構わない。
めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後のいずれか一方、あるいは、両方で、(亜鉛めっき浴温度+50)℃〜300℃の温度域で30秒以上保持する付加的な熱処理を行う必要がある。熱処理温度の上限を(亜鉛めっき浴温度+50)℃としたのは、この温度以上では、セメンタイトやパーライトの形成が顕著となり、硬質組織の体積率を減じることから、540MPa以上の強度確保が困難となるためである。一方、300℃未満では、ベイナイト変態の進行が遅すぎてしまい、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差を9°未満とする硬質組織の体積率を十分に確保することが出来ない。このことから熱処理温度の下限は、300℃以上とする。
保持時間は30秒以上とする必要がある。保持時間が30秒未満では、ベイナイト組織が形成したとしても、その体積率は、十分でなく、残ったオーステナイトが引き続き行われる冷却過程でマルテンサイトへと変態することから、硬質組織の大部分が結晶方位差9°以上となり、穴拡げ性に劣る。このことから滞留時間の下限は30秒以上とする。滞留時間の上限は特に定めることなく、本発明の効果を得ることが出来るが、滞留時間の増加は、有限の長さを有する設備での熱処理を考えた場合、通板速度を落とした操業を意味することから、経済性が悪く好ましくない。保持時間とは、単に等温保持のみを意味するのではなく、この温度域での滞留を意味し、この温度域での除冷や加熱も含まれる。
また、(亜鉛めっき浴温度+50)℃〜300℃の温度範囲での30秒以上の付加的な熱処理も、めっき浴浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で行っても構わない。これは主相であるフェライトとの結晶方位差が9°未満の硬質組織を確保できるのであれば、いずれの条件で付加的な熱処理を行ったとしても、本発明の効果である540MPa以上の強度と、優れた延性並びに穴拡げ性が得られるためである。
また、めっき密着性をさらに向上させるために、焼鈍前に鋼板に、Ni、Cu、Co、Feの単独あるいは複数より成るめっきを施しても本発明を逸脱するものではない。
更には、めっき前の焼鈍については、「脱脂酸洗後、非酸化雰囲気にて加熱し、H2及びN2を含む還元雰囲気にて焼鈍後、めっき浴温度近傍まで冷却し、めっき浴に侵漬」というゼンジマー法、「焼鈍時の雰囲気を調節し、最初、鋼板表面を酸化させた後、その後還元することによりめっき前の清浄化を行った後にめっき浴に侵漬」という全還元炉方式、あるいは、「鋼板を脱脂酸洗した後、塩化アンモニウムなどを用いてフラックス処理を行って、めっき浴に侵漬」というフラックス法等があるが、いずれの条件で処理を行ったとしても本発明の効果は発揮できる。また、めっき前の焼鈍の手法によらず、加熱中の露点を−20℃以上とすることで、めっきの濡れ性やめっきの合金化の際の合金化反応に有利に働く。
また、本発明の成形性と穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の素材は、通常の製鉄工程である精錬、製鋼、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造されることを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造されるものでも、本発明に係わる条件を満足する限り、本発明の効果を得ることができる。
次に、本発明を実施例により詳細に説明する。
表1に示す成分を有するスラブを、1200℃に加熱し、仕上げ熱延温度900℃にて熱間圧延を行い、水冷帯にて水冷の後、表2、3に示す温度で巻き取り処理を行った。熱延板を酸洗した後、厚み3mmの熱延板を1.2mmまで冷間圧延を行い、冷延板とした。
これらの冷延板に表2、3に示す条件で焼鈍熱処理を行い、焼鈍設備により焼鈍を行った。炉内雰囲気は、COとH2を複合した気体を燃焼させ発生したH2O、CO2を導入する装置を取り付け、露点を−40℃としたH2を10体積%含むN2ガスを導入し、表2、3で示す条件で焼鈍を行った。
得られた冷延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を行い、降伏応力(YS)、引張最大応力(TS)、全伸び(El)を測定した。その結果を表4、表5に示す。
穴拡げ率(λ)は、直径10mmの円形穴を、クリアランスが12.5%となる条件にて打ち抜き、かえりがダイ側となるようにし、60°円錐ポンチにて成形し、評価した。各条件とも、5回の穴拡げ試験を実施し、その平均値を穴拡げ率とした。TS×λが、40000(MPa×%)以上となるものを、強度−穴拡げ性バランスが良好な高強度鋼板とした。
この良好な強度−延性バランス、並びに、良好な強度−穴拡げ性バランスを同時に具備するものを、穴拡げ性と延性のバランスが優れた高強度鋼板とした。
ミクロ組織の同定にあたっては、上記手法を用いて行い、各組織を同定した。ただし、残留オーステナイトは、その化学的安定性が低い場合、ミクロ組織観察試験片作製時の研磨や、自由表面を出したことによる周りの結晶粒からの粒界拘束の消失により、マルテンサイトへと変態する場合がある。この結果、X線による測定のように、鋼板内に含まれる残留オーステナイトの体積率を直接測定した場合と、一旦、研磨等により自由表面を出し、表面に存在する残留オーステナイトを測定した場合では、その体積率が異なる場合がある。本発明においては、FESEM-EBSP法にて、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位関係を測定する必要があることから、表面を研磨後、ミクロ組織を同定した。
○:硬質組織全体に占める結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合が50%以上
△:硬質組織全体に占める結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合が30%以上
×:硬質組織全体に占める結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合が30%未満
特に、硬質組織全体に占める結晶方位差が9°以下の硬質組織の割合が50%以上となると、特に、顕著な穴拡げ率の向上が見られることから、この範囲を本発明の範囲とした。
即ち、組織強化による強度−延性バランスの向上を生かしながら、高いレベルでの穴拡げ性の確保が出来る。この結果、540MPa以上の引張最大強度と延性並びに穴拡げ性を極めて高いバランスで有する鋼板が製造可能である。
一方、表4または表5に示す鋼番号A−3〜5、A−10、13〜16、C−2、3、5、6、9、G−3、4、7は、製造条件が本発明の範囲を満たさないことから、フェライトと硬質組織の結晶方位差が9°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるTS×λ値が、40000(MPa×%)未満と低く穴拡げ性に劣る。特に、鋼番号A3、4、C−6は、740℃〜680℃間での保持時間が短い試料、A−16の試料は630℃〜570℃間の平均冷却速度が遅い試料である。
表4または表5に示す鋼番号A−5、10、14、15、C−3、G−3、7、I−5、10は、冷延鋼板であれば、300〜450℃の温度範囲での滞留時間が30秒に満たないことから、溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板であれば、(亜鉛めっき浴温度+50)℃〜300℃の温度範囲での滞留時間が30秒に満たないことから、主相であるフェライトと硬質組織の結晶方位差が9°超のものが多く、穴拡げ性の指標となるTS×λ値が、40000(MPa×%)未満と低く穴拡げ性に劣る。
表4に示す鋼番号C−5は、焼鈍温度が740℃と低く、鋼板組織中に、熱延時に形成したパーライト組織や、これが球状化したセメンタイトが残ることから、硬質組織であるベイナイトやマルテンサイトが十分な体積率確保できないため、540MPa以上の高強度を確保できない。また、強度−延性バランスも劣る。
表5に示す鋼番号L−1〜3は、Si及びMnが、それぞれ0.01%及び1.12%と低く、焼鈍後の冷却過程において、パーライト変態を抑制し、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイトといった硬質組織を確保することが出来ないため、540MPa以上の高強度を確保できない。
表5に示す鋼番号M−1〜3は、C含有量が0.034%と低く、十分な量の硬質組織を確保できないことから540MPa以上の高強度を確保できない。
表5に示す鋼番号N−1〜3は、Mn含有量が3.2%と高く、焼鈍時にフェライト体積率が一旦減ると、冷却過程で、十分な量のフェライトを出すことが出来ない。このことから、著しく強度−延性バランスも劣る。
Claims (15)
- 質量%で、
C :0.05%〜0.20%、
Si:0.3〜2.0%、
Mn:1.3〜2.6%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.01%、
Al:0.10%未満、
N :0.0005〜0.0100%、
O:0.0005〜0.007%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が9°未満であり、引張最大強さが540MPa以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記組成を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400〜620℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施し、連続焼鈍ラインを通板するに際して、最高加熱温度をAc3変態点以上で焼鈍した後740℃まで冷却し、740〜680℃間で8秒以上保持し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で冷却し、450℃〜300℃の温度域で30秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。 - 前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項1に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項1または2に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項1〜3のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項1〜4のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板の製造方法。
- 質量%で、
C :0.05%〜0.20%、
Si:0.3〜2.0%、
Mn:1.3〜2.6%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.01%、
Al:0.10%未満、
N :0.0005〜0.0100%、
O:0.0005〜0.007%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が9°未満であり、引張最大強さが540MPa以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400〜670℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をAc3変態点以上として焼鈍した後740℃まで冷却し、740〜680℃間で8秒以上保持し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で(亜鉛めっき浴温度―40)℃〜(亜鉛めっき浴温度+50)℃まで冷却した後、亜鉛めっき浴に浸漬前、あるいは、浸漬後の何れか一方、あるいは、両方で、(亜鉛めっき浴温度+50)℃〜300℃の温度域で30秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項6に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項6または7に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項6〜8のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項6〜9のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 質量%で、
C :0.05%〜0.20%、
Si:0.3〜2.0%、
Mn:1.3〜2.6%、
P :0.001〜0.03%、
S :0.0001〜0.01%、
Al:0.10%未満、
N :0.0005〜0.0100%、
O:0.0005〜0.007%を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなる組成を有し、鋼板組織が主としてフェライトと硬質組織からなり、硬質組織に隣接する何れかのフェライトと、前記硬質組織との結晶方位差が9°未満であり、引張最大強さが540MPa以上である穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度鋼板を製造するにあたり、
前記化学成分を有する鋳造スラブを直接又は一旦冷却した後1050℃以上に加熱し、Ar3変態点以上で熱間圧延を完了し、400〜670℃の温度域にて巻き取り、酸洗後、圧下率40〜70%の冷延を施し、連続溶融亜鉛めっきラインを通板するに際して、最高加熱温度をAc3変態点以上として焼鈍した後740℃まで冷却し、740〜680℃間で8秒以上保持し、630℃〜570℃間を平均冷却速度3℃/秒以上で(亜鉛めっき浴温度―40)℃〜(亜鉛めっき浴温度+50)℃まで冷却した後、必要に応じて460〜540℃の温度で合金化処理を施し、亜鉛めっき浴に浸漬前、浸漬後、あるいは、合金化処理後の何れか、あるいは、その合計で(亜鉛めっき浴温度+50)℃〜300℃の温度域で30秒以上保持することを特徴とする穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 前記組成として、さらに、質量%で、B:0.0001〜0.010%未満を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項11に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜1.0%、Cu:0.01〜1.0%、Mo:0.01〜1.0%の1種または2種以上を含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項11または12に記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Nb、Ti、Vの1種または2種以上を合計で0.001〜0.14%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項11〜13のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成として、さらに、質量%で、Ca、Ce、Mg、REMの1種または2種以上を合計で0.0001〜0.5%含有する高強度鋼板とすることを特徴とする請求項11〜14のいずれかに記載の穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (14)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JP2011140695A (ja) * | 2010-01-07 | 2011-07-21 | Kobe Steel Ltd | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 |
JP2011153349A (ja) * | 2010-01-27 | 2011-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 外観特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2012017501A (ja) * | 2010-07-08 | 2012-01-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の製造方法 |
WO2012042676A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP2012097326A (ja) * | 2010-11-02 | 2012-05-24 | Nippon Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
CN103290202A (zh) * | 2013-06-18 | 2013-09-11 | 首钢总公司 | 提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法 |
CN103290312A (zh) * | 2013-06-05 | 2013-09-11 | 首钢总公司 | 提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法 |
US9234253B2 (en) | 2009-12-10 | 2016-01-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a flat steel product which can be readily formed, flat steel product and method for producing a component from such a flat steel product |
WO2016113780A1 (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 |
US9598743B2 (en) | 2010-09-29 | 2017-03-21 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
KR101758003B1 (ko) | 2013-04-15 | 2017-07-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
CN111270136A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-12 | 本钢板材股份有限公司 | 500MPa级工程机械用钢材及其制备方法 |
WO2020148948A1 (ja) | 2019-01-18 | 2020-07-23 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
WO2021006131A1 (ja) * | 2019-07-10 | 2021-01-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
Families Citing this family (1)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
CN111235460B (zh) * | 2020-02-12 | 2021-08-17 | 首钢集团有限公司 | 一种适用于感应加热的桥壳钢及其生产方法 |
Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61272321A (ja) * | 1985-05-28 | 1986-12-02 | Nippon Steel Corp | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
JP2004068050A (ja) * | 2002-08-02 | 2004-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
JP2006052455A (ja) * | 2004-08-16 | 2006-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |
JP2007231369A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Nippon Steel Corp | 成形性と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及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2007327123A (ja) * | 2006-06-09 | 2007-12-20 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法 |
-
2008
- 2008-04-28 JP JP2008117814A patent/JP5114747B2/ja active Active
Patent Citations (5)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS61272321A (ja) * | 1985-05-28 | 1986-12-02 | Nippon Steel Corp | 超高強度冷延鋼板の製造方法 |
JP2004068050A (ja) * | 2002-08-02 | 2004-03-04 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力冷延鋼板及びその製造方法 |
JP2006052455A (ja) * | 2004-08-16 | 2006-02-23 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板と製造方法 |
JP2007231369A (ja) * | 2006-03-01 | 2007-09-13 | Nippon Steel Corp | 成形性と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及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2007327123A (ja) * | 2006-06-09 | 2007-12-20 | Kobe Steel Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の強度−延性バランスのバラツキ改善方法 |
Cited By (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US9234253B2 (en) | 2009-12-10 | 2016-01-12 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Method for producing a flat steel product which can be readily formed, flat steel product and method for producing a component from such a flat steel product |
JP2011140695A (ja) * | 2010-01-07 | 2011-07-21 | Kobe Steel Ltd | 伸びおよび伸びフランジ性に優れた高強度冷延鋼板 |
JP2011153349A (ja) * | 2010-01-27 | 2011-08-11 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 外観特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP2012017501A (ja) * | 2010-07-08 | 2012-01-26 | Kobe Steel Ltd | 高強度鋼板の製造方法 |
US9598743B2 (en) | 2010-09-29 | 2017-03-21 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
WO2012042676A1 (ja) * | 2010-09-30 | 2012-04-05 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
US9534270B2 (en) | 2010-09-30 | 2017-01-03 | Jfe Steel Corporation | High strength steel sheet and method for manufacturing the same |
JP2012097326A (ja) * | 2010-11-02 | 2012-05-24 | Nippon Steel Corp | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
EP2987884B1 (en) * | 2013-04-15 | 2019-04-03 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet |
US10000829B2 (en) | 2013-04-15 | 2018-06-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation | Hot-rolled steel sheet |
KR101758003B1 (ko) | 2013-04-15 | 2017-07-13 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 열연 강판 |
CN103290312A (zh) * | 2013-06-05 | 2013-09-11 | 首钢总公司 | 提高440MPa级碳素结构钢加工硬化值的生产方法 |
CN103290202A (zh) * | 2013-06-18 | 2013-09-11 | 首钢总公司 | 提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法 |
CN103290202B (zh) * | 2013-06-18 | 2015-02-25 | 首钢总公司 | 提高1000MPa级高强钢屈强比和扩孔性的生产方法 |
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 |
WO2016113780A1 (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 |
US10760142B2 (en) | 2015-01-16 | 2020-09-01 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and method for manufacturing the same |
WO2020148948A1 (ja) | 2019-01-18 | 2020-07-23 | Jfeスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
KR20210100692A (ko) | 2019-01-18 | 2021-08-17 | 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 | 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법 |
WO2021006131A1 (ja) * | 2019-07-10 | 2021-01-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP2021014605A (ja) * | 2019-07-10 | 2021-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
CN113950539A (zh) * | 2019-07-10 | 2022-01-18 | 株式会社神户制钢所 | 熔融镀锌钢板的制造方法及合金化熔融镀锌钢板的制造方法 |
CN111270136A (zh) * | 2020-02-17 | 2020-06-12 | 本钢板材股份有限公司 | 500MPa级工程机械用钢材及其制备方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP5114747B2 (ja) | 2013-01-09 |
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