JP2018502213A - 冷間圧延高強度低合金鋼 - Google Patents

冷間圧延高強度低合金鋼 Download PDF

Info

Publication number
JP2018502213A
JP2018502213A JP2017511320A JP2017511320A JP2018502213A JP 2018502213 A JP2018502213 A JP 2018502213A JP 2017511320 A JP2017511320 A JP 2017511320A JP 2017511320 A JP2017511320 A JP 2017511320A JP 2018502213 A JP2018502213 A JP 2018502213A
Authority
JP
Japan
Prior art keywords
strip
steel
blank
sheet
mpa
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.)
Pending
Application number
JP2017511320A
Other languages
English (en)
Inventor
カルム、マッキュアン
パウル、ベリーナ
ジャン、ジョゼフ、カンパニエーロ
ヨハン、ブーゼビンケル
バーナード、レオ、エニス
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.)
Tata Steel Ijmuiden BV
Original Assignee
Tata Steel Ijmuiden BV
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 Tata Steel Ijmuiden BV filed Critical Tata Steel Ijmuiden BV
Publication of JP2018502213A publication Critical patent/JP2018502213A/ja
Pending legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0236—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/20—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/22—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
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • 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
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23F—NON-MECHANICAL REMOVAL OF METALLIC MATERIAL FROM SURFACE; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL; MULTI-STEP PROCESSES FOR SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL INVOLVING AT LEAST ONE PROCESS PROVIDED FOR IN CLASS C23 AND AT LEAST ONE PROCESS COVERED BY SUBCLASS C21D OR C22F OR CLASS C25
    • C23F17/00—Multi-step processes for surface treatment of metallic material involving at least one process provided for in class C23 and at least one process covered by subclass C21D or C22F or class C25

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)

Abstract

本発明は高強度低合金鋼に関する。本発明において、亜鉛又は亜鉛合金用いてコーティングした高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクは以下の重量％の組成：Ｃ：０．０３〜０．０７、Ｍｎ：０．７０〜１．６０、Ｓｉ：０．０１〜０．２、Ａｌ：０．００５〜０．１、Ｃｒ：≦０．１、Ｃｕ：≦０．２、Ｎ：≦０．００８、Ｐ：≦０．０３、Ｓ：≦０．０２５、Ｏ：≦０．０１、Ｔｉ：０．０２〜０．０７、Ｖ：０．０４〜０．１５、Ｍｏ：≦０．０３、Ｎｂ：≦０．０３、Ｃａ：≦０．０５、残部の鉄及び不可避不純物を有し、鋼のストリップ、シート又はブランクは少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。

Description

本発明は高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクに関する。また、本発明は高強度低合金鋼のストリップの製造方法に関する。
技術背景
高強度低合金鋼（ＨＳＬＡ鋼）は本技術分野で良く知られている。ＨＳＬＡ鋼は自動車産業でよく使用される。ＨＳＬＡ鋼はＶｅｒｂａｎｄ Ｄｅｒ Ａｕｔｏｍｏｂｉｌｉｎｄｕｓｔｒｉｅ（ＶＤＡ）規格で定義した例である。参照は２０１１年８月のＶＤＡ ２３９−１００材料規格による。ＶＤＡにおいて、冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、例としてＣＲ４２０ＬＡ（ＣＲは冷間圧延を指し、番号４２０は縦方向の降伏強度Ｒｐ０．２の下限値を指し、及びＬＡは低合金を指す。）などの鋼種番号を用いて示される。ＶＤＡ規格は、高強度を与えるために、標準合金元素Ｃ、Ｍｎ、Ｓｉ、及びＡｌとは別にＴｉ及びＮｂを含むＨＳＬＡ鋼の化学組成を示している。
薄いＨＳＬＡ鋼のストリップ、シート又はブランクは、大抵はアルミニウムコーティング又は亜鉛コーティングでコーティングする。亜鉛コーティングを使用する場合、コーティングは、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングがしばしば利用される。
より高強度水準において冷間圧延ＨＳＬＡ鋼は、それらの高強度が起因して、熱間圧延されたストリップが広範囲において、相対的に薄い寸法に冷間圧延することが難しいという欠点を有する。
本発明の目的は、広範囲で相対的に薄い寸法に冷間圧延することを可能とし、かつ所要の強度を有するＨＳＬＡシート及びブランクとなるＨＳＬＡ鋼のストリップを与えることである。
本発明の更なる目的は、所要の伸びを有する前記ＨＳＬＡ鋼のストリップ、シート又はブランクを与えることである。
本発明の他の目的は、前記ＨＳＬＡ鋼のストリップの製造方法を与えることである。
本発明においてこれらの目的の少なくとも一つは、以下の重量％の組成：
Ｃ：０．０３〜０．０７、
Ｍｎ：０．７０〜１．６０、
Ｓｉ：０．０１〜０．２、
Ａｌ：０．００５〜０．１、
Ｃｒ：≦０．１、
Ｃｕ：≦０．２、
Ｎ：≦０．００８、
Ｐ：≦０．０３、
Ｓ：≦０．０２５、
Ｏ：≦０．０１、
Ｔｉ：０．０２〜０．０７、
Ｖ：０．０４〜０．１５、
Ｍｏ：≦０．０３、
Ｎｂ：≦０．０３、
Ｃａ：≦０．０５、
残部の鉄及び不可避不純物を有し、亜鉛又は亜鉛合金を用いてコーティングされた高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクに達し、鋼のストリップ、シート又はブランクが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有することである。
本発明は合金化元素の組み合わせにおいて、ＶＤＡ規格から公知であるＴｉ及びＮｂの組み合わせの代わりにＴｉ及びＶを使用した際に、鋼はより低いミル負荷を与えて、製造されることを見出した。ＴｉとＶの水準は、本発明において、規定したようなＣ、Ｍｎ及びＳｉの規定水準と組み合わせて使用する必要がある。本発明の範囲内で、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を得ることを可能とする。
好ましくは、本発明におけるＨＳＬＡ鋼は追加的なＣｒ、Ｃｕ、Ｍｏ及びＮｂを含まない。これらの元素は所要の降伏強度を有するＨＳＬＡ鋼を与えるために必要ではない。
バナジウムは析出強化及び若干の微細化を与える。炭化バナジウム析出物の量は、０．０４重量％未満のＶの濃度では、必要な付加的な析出強化を与えるために十分ではなく、４２０ＭＰａのＲｐ０．２の強度に達しない。０．１５重量％より多いＶの濃度では再結晶が焼鈍の間に抑制される。これは伸びを制限する。
また、チタンも析出強化及び若干の微細化を与える。０．０７重量％より高いＴｉの濃度で、冷間圧延中の加工硬化が高い冷間圧下に制限することで著しく上昇する。ほかの手段で、本発明は０．０２重量％未満のＴｉの濃度が鋼のストリップ、シート及びブランクの全伸びを減少することを見出した。Ｔｉ及びＶの適正な量の組み合わせは、高い強度及び伸びの両方与える特殊な微細構造を生じるようである。
炭素は溶解強化の増加をするために役立ち、この結果より高い強度を得る。それ故に、少なくとも０．０３重量％のＣを加えるべきである。しかしながら、高すぎる濃度は冷間圧延を制限し、伸びを減少する。この原因で、カーボンの量は０．０７重量％が限界である。
また、マンガンも溶解強化に使用され、Ｃのような同じ効果を有するが、効果の強さはより低い。それ故に、強度増加に効果がある所要最低限の量は、０．７重量％のＭｎである。さらに、高添加は表面品質と費用の増加に影響する。それ故に、使用される上限値は１．６０重量％のＭｎである。
窒素はＣと同じような効果を有する。この元素はＡｌＮ及びＴｉＮ析出物を形成するためにＡｌ及びＴｉと共に選択的に混ぜ合わせる。ＴｉＮ析出物は再加熱炉中の高温においてだけでなく、冷間圧延中及びコイリング中においてもすぐに形成する。それらは強度を増加しない大きな析出物である（それぞれミクロン）。また、ＡｌＮも高温において形成し得る。それでも、第一冷却、及び６５０℃未満の温度でのコイリングで、それらの析出は部分的に停止し得、連続焼鈍の間に析出し、その上析出強化の一因となり得るＡｌ及びＮの種を固溶体中に保持する。大量のＮを加える（＞０．００８重量％）と、伸びは低下し、平板に亀裂が発生する。
ケイ素は溶解強化に使用されるが、高い濃度（＞０．２重量％のＳｉ）では表面品質を低下する。濃度が０．０１重量％未満である場合、Ｓｉを取り除くための精錬費用が余計に高くなる。
リンは溶解強化に使用されるが、高い濃度では鋼の延性を低下する。それ故に、濃度は０．０３重量％未満のＰにすべきである。
アルミニウムは鋼の脱酸素剤として使用され、その最小量は脱酸素を保証するために、０．００５重量％のＡｌにすべきである。０．１重量％より高いＡｌの濃度において、結果として生じるアルミナクラスター由来の表面欠陥の発生を増加する。
ニオブは加工硬化を著しく増加し、この結果として幅広いストリップの冷間圧延を制限するため、できる限り少なくし、かつ避ける。加えて、０．０３重量％より高いＮｂの濃度において、合理的に再結晶されたＨＳＬＡを得るために、高い焼鈍温度（８００℃より高い）の使用が必要となるため、再結晶温度に大きな効果を有する。
Ｃｒ、Ｃｕ、Ｓ、Ｏ、Ｍｏ及びＣａはすべて低くすべきである。例えば、高いＳの水準は鋼の延性を低下することになることが、該技術分野において公知である。
好ましい実施形態として、一以上の合金化元素は、以下のような：
Ｃ：０．０４〜０．０６、及び／又は、
Ｍｎ：０．８０〜１．４０、及び、好ましくはＭｎ：０．８０〜１．３０、及び／又は、
Ｓｉ：０．０１〜０．１、及び、好ましくはＳｉ：０．０１〜０．０５、及び／又は、
Ａｌ：０．０１５〜０．０５５、及び／又は、
Ｃｒ：≦０．０５、及び／又は、
Ｃｕ：≦０．０５、及び／又は、
Ｎ：０．００２〜０．００８、及び／又は、
Ｏ：≦０．００５、及び／又は、
Ｔｉ：０．０２〜０．０６、及び／又は、
Ｖ：０．０５〜０．１５、及び／又は、
Ｍｏ：≦０．０１、及び、好ましくは０＜Ｍｏ≦０．０１、及び／又は、
Ｎｂ：≦０．０２、及び、好ましくはＮｂ：≦０．０１、及び又は、
Ｃａ：≦０．０１、
制限した量が存在し得る。
本発明の目的は、規定の強度水準において、伸びを最大限にすることであり、さらに、規定の強度水準において、規定の寸法をできるだけ広く圧延することである。
炭素の範囲を狭めることは、規定の強度水準に対して最大の伸びを与える。微少なＣの水準が増加することは、材料の耐力を増加する。Ｃの水準を低下することは、冷間圧延する負荷を最小限にし、かつ最大限度の幅の最高の組み合わせ、及びこの高強度水準で伸びを実現する。
マンガンは再結晶だけでなく、与える固溶体強化にも役立つ。Ｍｎの最小水準を増加することによって、強度及び延性のより望ましい組み合わせを達成する。過剰な量のＭｎは表面状態を悪くし、かつ延性に有害であり得るＭｎＳストリンガーの可能性を増加する。それ故に、上限のＭｎの水準を低下することは利益にもなる。低下したケイ素の水準は表面品質に対する利益となる。
アルミニウムの範囲を狭めることは、脱酸素を改善し、かつ表面欠陥のリスクを制限する。
チタンは再結晶を妨害する。上限のチタンの水準を最小限度に抑えることは、規定の強度水準に対する伸びの最適化に役立ち得る。
バナジウムは再結晶を妨害する。上限のバナジウムの水準を最小限度に抑えることは、規定の強度水準に対する伸びの最適化に役立ち得る。
さらに、ニオブの水準を最小限度に抑えることは、冷間圧延及び焼鈍された製品の規定の強度水準において、より幅広い圧延となる可能性をさらに手助けする。
さらに、残りの元素を最小限度に抑えることは、規定の強度水準において、伸びの改善を手助けする。
好ましくは、鋼のストリップ、シート又はブランクは、縦方向で少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。自動車産業ではＶＤＡ規格に従って、前記降伏強度を有するＨＳＬＡ鋼を使用することが好まれる。
好ましい実施形態で鋼のストリップ、シート又はブランクは、縦方向で少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する。これはＶＤＡ規格において、有すべきＣＲ４６０ＬＡ鋼グレードの伸びである。
好ましくは、鋼のストリップ、シート又はブランクは縦方向で少なくとも４８０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、より好ましくは少なくとも５２０ＭＰａの引張強度Ｒｍ、より好ましくは最大で６８０ＭＰａの引張強度を有する。これらの引張強度はＶＤＡ規格に従って、自動車産業によって好まれる。
好ましい実施形態で亜鉛又は亜鉛合金のコーティングは、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングである。これらは通常、自動車産業で使用される亜鉛コーティングである。
他の好ましい実施形態で亜鉛合金コーティングは０．５〜４重量％のＡｌ、及び０．５〜３．２重量％のＭｇ、残部の亜鉛及び痕跡量のその他元素を含んでなる。コーティングは、好ましくは片面で５〜１５μｍの厚さ、より好ましくは片面で６〜１３μｍの厚さを有する。これは通常の亜鉛コーティングと比べると改善された防食を与える、いわゆるＡｌＭｇＺｎコーティングである。存在し得る他の元素はＰｂ又は、Ｓｂ、Ｔｉ、Ｃａ、Ｍｎ、Ｓｎ、Ｌａ、Ｃｅ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｚｒ若しくはＢｉである。Ｐｂ、Ｓｎ、Ｂｉ及びＳｂは通常は、スパンコールを形成するために加える。これらの元素は、各々０．５重量％未満、大抵は各々０．２重量％未満、しばしば合計で０．２重量％未満の少ない量で存在し得る。
本発明の第二態様では、以下の工程：
本発明の第一態様における組成を有する溶鋼を製造する工程と、
鋳造機中での溶鋼を鋳造する工程と、
少なくとも８８０℃の終了温度で鋳造物を熱間圧延し、ストリップにする工程と、
５００℃〜６５０℃のコイリング温度において熱間圧延したストリップをコイリングする工程と、
５０〜７５％の全体の圧下でストリップを冷間圧延する工程と、
７５０℃〜８２０℃の焼鈍温度においてストリップを連続焼鈍する工程と、
を含んでなる、高強度低合金鋼のストリップの製造方法を与える。コイリング温度に起因して、本発明の第二態様の方法でストリップの圧下率と焼鈍温度は、本発明の第一態様に従った少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する組成によって、ＨＳＬＡストリップを与えることを可能とする。
コイリング温度はＶ及び主にＶＣの析出物に影響している。５５０℃において少量のＶＣは冷間圧延（より小さい加工硬化）に役立つために存在する。より高いコイリング温度において、ＶＣ析出物の量は増加し、加工硬化が増加する。それ故に難しい冷間圧延となり、最後には定義された冷間圧下において、冷間圧延するストリップの幅を制限する。６５０℃超において、ＶＣ析出物は粗大化を始め、その時に冷間圧延して焼鈍された最終材料における析出強化の利益が低くなる。５００℃未満のコイリング温度において、熱間圧延したコイル内にベイナイト形成の可能性がある。ベイナイトは冷間圧延の負荷を増加することになる。ベイナイトになることを防ぐことが優先的であり、それ故に５００℃未満の温度は推奨されない。
原則として、冷間圧下に関して、最高９０％まで冷間圧延をするために強力なミルがありさえすれば制限する要因はない。さらに、冷間圧下を高くすれば高くするほど、前記品位の再結晶が容易となる。高い冷間圧下は低い焼鈍温度の使用を許容する。
この結果として、冷間圧下割合と焼鈍温度との間には双方性がある。前述の通り、より高い冷間圧下ではより低い焼鈍温度を与える。焼鈍温度の上限値は、ＶＣ析出物の結晶粒粗大化／分解によって制御される。この上限値はＶＣ析出物の溶解温度より少なくとも２０℃低くすべきである。ＶＣ析出物の溶解性はＶ（及びＣ）の濃度で決まる。反対の役割で、ＶＣ析出物の量は鋼の再結晶に影響を与えることになる。すなわち、より多くのＶＣの量でより高い再結晶温度になる。
鋼組成中において、Ｖ濃度のそれぞれの変化に対するバランスは、焼鈍温度を規定するために、冷間圧延圧下とＣ、Ｍｎ、Ｎ及びＴｉの濃度との間で見出されるべきである。
好ましくは、焼鈍したストリップは亜鉛又は亜鉛合金コーティングを用いて、溶融コーティングする。通常は、連続焼鈍は亜鉛又は亜鉛合金を用いた溶融コーティングの後に、そのまま続けて行う。
好ましい実施形態でコーティングしたストリップは、テンパーミルで０．１〜３．０％の圧下、好ましくは０．２〜２．０％の圧下に冷間圧延する。調質圧延は、ストリップに改善した表面品質を与える。増加した降伏強度のより高い水準において調質圧延は、降伏点伸び（リューダース線）の除去も同様に示す。
好ましくは、ストリップは０．７〜２．０ｍｍの寸法で、少なくとも１４００ｍｍの幅、好ましくは少なくとも１６００ｍｍの幅、より好ましくは少なくとも１８００ｍｍの幅において冷間圧延する。これは、Ｔｉ及びＶを含むＨＳＬＡがＴｉ及びＮｂ、又はＮｂ及びＶを含むＨＳＬＡと比べて、改善した延性を有するので可能となる。
好ましい実施形態で熱間圧延したストリップのコイリング温度は５５０℃〜６００℃であり、及び／又は全体の冷間圧延圧下は６０〜７０％であり、及び／又は焼鈍温度は７６０〜８００℃である。定義された工程でこれらの制限した範囲の一以上の利用は、最適な延性を得るために冷間圧延及び亜鉛メッキ後に最適の特性を与える。
好ましくは、該方法において使用した鋼は、本発明の第一態様における組成の好ましい実施形態で定められている通りに組成を有する。
好ましい実施形態で製造した鋼のストリップは、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する。
好ましくは、製造した鋼のストリップは少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する。
本発明は以下の実施例を参照して説明する。
いくつかのストリップは大量の生産材料として作られている。これらのストリップのサンプルは番号１、２、３、及び４で指し示す。異体のＡ及びＢのそれぞれのサンプルを試験する。異体のＡ及びＢは表１に示すように同じ組成を毎回有するが、異体のＡ及びＢは異なるコイリング温度、及び異なる調質圧延圧下を使用する。コイリング温度及び調質圧延圧下、合わせて冷間圧下率及び焼鈍温度についての情報を表２に示す。
Figure 2018502213
表２は本発明における組成が、サンプル２、３、及び４で示すように６０％の冷間圧下を用いて、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することが可能であり、かつ組成、コイリング温度及び焼鈍温度の適切な選択が、少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することがさらに可能であることを示す。これらのサンプルに対する調質圧延圧下は大きくても１％である。
また、表２は、伸びＡ８０ｍｍが、大抵は試験したサンプルで少なくとも１５％あることを示す。唯一、最も高い降伏強度Ｒｐを有するサンプル４Ａでは、伸びＡ８０ｍｍがわずかに１５％未満である。
サンプル１Ａ〜２Ｂの伸びＡ８０ｍｍはストリップの圧延方向に測定するが、サンプル３Ａ〜４Ｂの伸びはストリップの横断方向に測定することにここで言及する。これは、同様により高い降伏強度Ｒｐ０．２が、大抵はより低い伸びＡ８０ｍｍという意味を含むだけでなく、伸びＡ８０ｍｍがサンプル３Ａ〜４Ｂでより低くなる理由をある程度説明する。
Figure 2018502213
表３はサンプル１Ａ及び１Ｂで使用した同じ生産材料由来の実験室サンプル５及び６を示す。サンプル５及び６は本発明において、与えられた限度に近い又は範囲外の焼鈍温度で処理する。
サンプル５は過度に高い焼鈍温度で、Ｒｐ０．２が過度に低いことになることを示す。サンプル６は焼鈍温度がかなり低い場合に、伸びＡ８０ｍｍが所望値よりも低いことを示す。この結果として、サンプル５及び６が、焼鈍温度が所望の特性に達するためにかなり重要であることを示す。
Figure 2018502213
比較として、本発明において規定したよりも多くのＴｉを含んでいるが、Ｖを（ほとんど）決して含んでない実験室サンプルで試験する。組成は表４に示す。ＰとＳの量は計測していないが、これらの元素は添加しておらず、かつこの結果として、この発明で既定の限度も低下しない。
Figure 2018502213
処理条件を表５に与える。選択した焼鈍温度は本発明による上限値超であるにもかかわらず、この比較例はとても低い降伏強度Ｒｐ０．２を示す。ＶがないＴｉの使用が所要の降伏強度を引き起こさないことを意味する。
Figure 2018502213
さらに、いくつかのストリップは同様に大量の生産材料として作られている。サンプル１と同じ組成を有する場合、これらのストリップのサンプルは番号１で指し示す。他の実施例はサンプル７〜１４で指し示す。サンプル１で異体のＣ、Ｄ、及びＥは、表６で示すように異体が同じ組成を毎回有するが、異なるコイリング温度及び異なる調質圧延圧下の異体を使用して試験する。サンプル７、８、９及び１０で異体のＡ及びＢは、異体のＡ及びＢが同じ組成を毎回有するが、ほとんどの場合、異なるコイリング温度、焼鈍温度、又は調質圧延圧下を使用して試験する。サンプル１１〜１４は毎回、一つの異体のみで試験する。コイリング温度及び調質圧延圧下、合わせて冷間圧延率及び焼鈍温度についての情報は表７に与える。
Figure 2018502213
Figure 2018502213
また、表7は本発明における組成を用いたものは、６０又は６５％の冷間圧下に対して、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することが可能であり、組成、コイリング温度及び焼鈍温度の適切な選択が、少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２に達することがさらに可能であることをサンプル１Ｃ、１Ｄ、１Ｅ並びにサンプル７Ａ、７Ｂ、８Ａ、８Ｂ、１１、１２、１３及び１４で示す。これらのサンプルの大部分で調質圧延圧下は高くても１％である。唯一、サンプル８Ａ、８Ｂ及び１４だけで調質圧延圧下は１．４％を有する。
また、表７は伸びＡ８０ｍｍが、大抵は試験したサンプルで少なくとも１５％であることを示す。サンプル１３及び１４だけはとても高い降伏強度Ｒｐ０．２を有し、伸びＡ８０ｍｍが若干１５％よりも低い。
サンプル１Ｃ〜１Ｅ及び７Ａ〜１０Ｂの伸びＡ８０ｍｍはストリップの圧延方向に測定するが、サンプル１１〜１４の伸びはストリップの横断方向に測定することにここで言及する。これは、同様により高い降伏強度Ｒｐ０．２が、大抵はより低い伸びＡ８０ｍｍという意味を含むだけでなく、伸びＡ８０ｍｍがサンプル１１〜１４でより低くなる理由をある程度説明する。
表１、４及び６の組成において、決してモリブデンは加えていない。これらの表で言及したモリブデンの量は、結果として不可避不純物の余剰元素として存在するモリブデンの量である。クロム及び銅は表１、４及び６で言及しておらず、また、これらの元素も鋼に加えていないが、これらの元素も結果として不可避不純物の余剰元素として存在する。
前述の鋼組成の議論からはＭｏ、Ｃｒ、及び／又はＣｕが鋼に添加され得ることを取り払う。

Claims (15)

  1. 以下の重量％の組成：
    Ｃ：０．０３〜０．０７、
    Ｍｎ：０．７０〜１．６０、
    Ｓｉ：０．０１〜０．２、
    Ａｌ：０．００５〜０．１、
    Ｃｒ：≦０．１、
    Ｃｕ：≦０．２、
    Ｎ：≦０．００８、
    Ｐ：≦０．０３、
    Ｓ：≦０．０２５、
    Ｏ：≦０．０１、
    Ｔｉ：０．０２〜０．０７、
    Ｖ：０．０４〜０．１５、
    Ｍｏ：≦０．０３、
    Ｎｂ：≦０．０３、
    Ｃａ：≦０．０５、
    残部の鉄、及び不可避不純物
    を有し、亜鉛又は亜鉛合金を用いてコーティングされた高強度低合金鋼のストリップ、シート又はブランクであって、
    前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、鋼のストリップ、シート又はブランク。
  2. Ｃ：０．０４〜０．０６、及び／又は、
    Ｍｎ：０．８０〜１．４０、及び、好ましくはＭｎ：０．８０〜１．３０、及び／又は、
    Ｓｉ：０．０１〜０．１、及び、好ましくはＳｉ：０．０１〜０．０５、及び／又は、
    Ａｌ：０．０１５〜０．０５５、及び／又は、
    Ｃｒ：≦０．０５、及び／又は、
    Ｃｕ：≦０．０５、及び／又は、
    Ｎ：０．００２〜０．００８、及び／又は、
    Ｏ：≦０．００５、及び／又は、
    Ｔｉ：０．０２〜０．０６、及び／又は、
    Ｖ：０．０５〜０．１５、及び／又は、
    Ｍｏ：≦０．０１、及び、好ましくは０＜Ｍｏ≦０．０１、及び／又は、
    Ｎｂ：≦０．０２、及び、好ましくはＮｂ：≦０．０１、及び又は、
    Ｃａ：≦０．０１の、
    請求項１に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  3. 前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項１又は２に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  4. 前記鋼ストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  5. 前記鋼のストリップ、シート又はブランクが、縦方向で少なくとも４８０ＭＰａの引張強度、好ましくは少なくとも５２０ＭＰａの引張強度、より好ましくは最大で６８０ＭＰａの引張強度を有する、請求項１又は３に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  6. 亜鉛又は亜鉛合金コーティングが、溶融亜鉛メッキコーティング又は合金化溶融亜鉛メッキコーティングである、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  7. 前記亜鉛合金コーティングが、０．５〜４重量％のＡｌ、及び０．５〜３．２重量％のＭｇ、残部の亜鉛及び痕跡量のその他元素を含んでなり、好ましくは片面当たり５〜１５μｍの厚さ、より好ましくは片面当たり６〜１３μｍの厚さを有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の鋼のストリップ、シート又はブランク。
  8. 以下の工程：
    請求項１の組成を有する溶鋼を製造する工程と、
    鋳造機中での溶鋼を鋳造する工程と、
    少なくとも８８０℃の終了温度で前記鋳造物を熱間圧延し、ストリップにする工程と、
    ５００℃〜６５０℃のコイリング温度において前記熱間圧延したストリップをコイリングする工程と、
    ５０〜７５％の全体の圧下で前記ストリップを冷間圧延する工程と、
    ７５０℃〜８２０℃の焼鈍温度において前記ストリップを連続焼鈍する工程と、
    を含んでなる、高強度低合金鋼のストリップの製造方法。
  9. 前記焼鈍したストリップを、亜鉛又は亜鉛合金コーティングを用いて溶融コーティングする、請求項８に記載の方法。
  10. 前記コーティングしたストリップを、テンパーミルで０．１〜３．０％の圧下、好ましくは０．２〜２．０％の圧下に冷間圧延する、請求項９に記載の方法。
  11. 前記ストリップを０．７〜２．０ｍｍの寸法で、少なくとも１４００ｍｍの幅、好ましくは少なくとも１６００ｍｍの幅、より好ましくは少なくとも１８００ｍｍの幅において冷間圧延する、請求項８〜１０のいずれか一項に記載の方法。
  12. 前記コイリング温度が、５５０℃〜６００℃であり、及び／又は前記全体の冷間圧延圧下は６０〜７０％であり、及び／又は前記焼鈍温度は７６０〜８００℃である、請求項８〜１１のいずれか一項に記載の方法。
  13. 前記鋼が、請求項２に規定した組成を有する、請求項８〜１２のいずれか一項に記載の方法。
  14. 前記製造した鋼のストリップが、少なくとも４２０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、好ましくは少なくとも４６０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２、より好ましくは最大で５８０ＭＰａの降伏強度Ｒｐ０．２を有する、請求項８〜１３のいずれか一項に記載の方法。
  15. 前記製造した鋼のストリップが、少なくとも１５％の伸びＡ８０ｍｍを有する、請求項８〜１５のいずれか一項に記載の方法。
JP2017511320A 2014-08-25 2015-08-24 冷間圧延高強度低合金鋼 Pending JP2018502213A (ja)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP14182131.4 2014-08-25
EP14182131 2014-08-25
PCT/EP2015/001724 WO2016030010A1 (en) 2014-08-25 2015-08-24 Cold rolled high strength low alloy steel

Publications (1)

Publication Number Publication Date
JP2018502213A true JP2018502213A (ja) 2018-01-25

Family

ID=51390064

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
JP2017511320A Pending JP2018502213A (ja) 2014-08-25 2015-08-24 冷間圧延高強度低合金鋼

Country Status (10)

Country Link
US (1) US20170275724A1 (ja)
EP (1) EP3186406B1 (ja)
JP (1) JP2018502213A (ja)
KR (1) KR20170047254A (ja)
CN (1) CN107075652A (ja)
BR (1) BR112017003147A2 (ja)
CA (1) CA2959096C (ja)
MX (1) MX2017002410A (ja)
WO (1) WO2016030010A1 (ja)
ZA (1) ZA201700943B (ja)

Families Citing this family (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN106086647B (zh) * 2016-07-13 2018-02-06 河北钢铁股份有限公司邯郸分公司 一种低合金高强钢q460c及其生产方法
EP4118250A1 (en) * 2020-03-13 2023-01-18 Tata Steel IJmuiden B.V. Hot rolled steel strip having improved properties
CN111575592B (zh) * 2020-06-28 2021-10-29 马鞍山钢铁股份有限公司 一种屈服强度460MPa级的低合金高强钢及生产方法
KR20240090135A (ko) * 2021-10-15 2024-06-21 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 하이브리드 고강도 저합금 냉간압연 및 어닐링 강 스트립 및 그 제조방법

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007231352A (ja) * 2006-02-28 2007-09-13 Jfe Steel Kk 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007270341A (ja) * 2006-03-06 2007-10-18 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2008189977A (ja) * 2007-02-02 2008-08-21 Sumitomo Metal Ind Ltd めっき鋼板及びその製造方法
JP2008274360A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Nippon Steel Corp 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法
JP2009052139A (ja) * 2007-07-31 2009-03-12 Jfe Steel Kk 高強度鋼板

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US4398970A (en) * 1981-10-05 1983-08-16 Bethlehem Steel Corporation Titanium and vanadium dual-phase steel and method of manufacture
US6465114B1 (en) * 1999-05-24 2002-10-15 Nippon Steel Corporation -Zn coated steel material, ZN coated steel sheet and painted steel sheet excellent in corrosion resistance, and method of producing the same
JP3840864B2 (ja) * 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4267367B2 (ja) * 2002-06-19 2009-05-27 新日本製鐵株式会社 原油油槽用鋼およびその製造方法、原油油槽およびその防食方法
JP4730056B2 (ja) * 2005-05-31 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
CN102242307B (zh) * 2005-08-03 2013-03-27 住友金属工业株式会社 热轧钢板及冷轧钢板及它们的制造方法
JP4518029B2 (ja) * 2006-02-13 2010-08-04 住友金属工業株式会社 高張力熱延鋼板とその製造方法
EP1857566B1 (de) * 2006-05-15 2017-05-03 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mit einem Korrosionsschutzüberzug versehenes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
US8163108B2 (en) * 2008-03-27 2012-04-24 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength galvanized steel sheet, and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability and weldability, and methods for manufacturing the same
JP5438302B2 (ja) * 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4943558B2 (ja) * 2009-08-31 2012-05-30 新日本製鐵株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
US9273370B2 (en) * 2010-07-28 2016-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-rolled steel sheet, cold-rolled steel sheet, galvanized steel sheet, and methods of manufacturing the same
US9139885B2 (en) * 2010-09-16 2015-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
EP2738278B1 (en) * 2011-07-29 2019-11-13 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet and high-strength galvanized steel sheet excellent in shape fixability, and manufacturing method thereof
JP5838796B2 (ja) * 2011-12-27 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ性に優れた高強度熱延鋼板およびその製造方法

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2007231352A (ja) * 2006-02-28 2007-09-13 Jfe Steel Kk 析出強化型高強度薄鋼板およびその製造方法
JP2007270341A (ja) * 2006-03-06 2007-10-18 Jfe Steel Kk 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2008189977A (ja) * 2007-02-02 2008-08-21 Sumitomo Metal Ind Ltd めっき鋼板及びその製造方法
JP2008274360A (ja) * 2007-04-27 2008-11-13 Nippon Steel Corp 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法
JP2009052139A (ja) * 2007-07-31 2009-03-12 Jfe Steel Kk 高強度鋼板

Also Published As

Publication number Publication date
ZA201700943B (en) 2018-12-19
MX2017002410A (es) 2017-05-23
CA2959096A1 (en) 2016-03-03
BR112017003147A2 (pt) 2017-11-28
CA2959096C (en) 2019-06-25
EP3186406A1 (en) 2017-07-05
WO2016030010A1 (en) 2016-03-03
EP3186406B1 (en) 2020-04-08
CN107075652A (zh) 2017-08-18
KR20170047254A (ko) 2017-05-04
US20170275724A1 (en) 2017-09-28

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP6354921B1 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN112752862B (zh) 具有高扩孔性的高强度冷轧钢板、高强度热浸镀锌钢板及它们的制造方法
TW201335386A (zh) 熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
CN110959049A (zh) 具有良好耐老化性的扁钢产品及其制造方法
US20190218639A1 (en) Twip steel sheet having an austenitic matrix
WO2016157258A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
US11414721B2 (en) Method for the manufacture of TWIP steel sheet having an austenitic matrix
CA2959096C (en) Cold rolled high strength low alloy steel
WO2017164139A1 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2016157257A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
CN113195772A (zh) 弯曲加工性优异的高强度冷轧钢板及其制造方法
KR20210014054A (ko) 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2024028929A (ja) 高強度鋼板及びこの製造方法
EP3231886B1 (en) Complex-phase steel sheet with excellent formability and manufacturing method therefor
JP2011256406A (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR20210014055A (ko) 고강도 강판 및 이의 제조방법
JP2018003114A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
RU2548536C1 (ru) Способ производства толстолистового проката классов прочности к52-к60, х52-х70, l360-l485 для изготовления электросварных труб магистральных трубопроводов
US20220349019A1 (en) High-strength steel sheet and manufacturing method thereof
JP2018003115A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP6453140B2 (ja) 切断端面の耐遅れ破壊性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
EP4394076A1 (en) Cold rolled steel sheet having excellent weldability, strength, and formability, and method for manufacturing same
JP6658708B2 (ja) 低降伏比を有する鋼板の製造方法
JP5988000B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5987999B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
A529 Written submission of copy of amendment under article 34 pct

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A529

Effective date: 20170421

A621 Written request for application examination

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621

Effective date: 20180823

A977 Report on retrieval

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007

Effective date: 20190724

A131 Notification of reasons for refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131

Effective date: 20190827

A02 Decision of refusal

Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02

Effective date: 20200324