JP5315956B2 - 成形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 - Google Patents
成形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 Download PDFInfo
- Publication number
- JP5315956B2 JP5315956B2 JP2008303290A JP2008303290A JP5315956B2 JP 5315956 B2 JP5315956 B2 JP 5315956B2 JP 2008303290 A JP2008303290 A JP 2008303290A JP 2008303290 A JP2008303290 A JP 2008303290A JP 5315956 B2 JP5315956 B2 JP 5315956B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- mass
- galvanized steel
- dip galvanized
- formula
- 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
Links
Description
本発明は、主に自動車の構造部材に好適な成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、特に、1180MPa以上の引張強度TSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形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に関する。
近年、衝突時における乗員の安全性確保や車体軽量化による燃費改善を目的として、TSが780MPa以上で、板厚の薄い高強度鋼板の自動車構造部材への適用が積極的に進められている。特に、最近では、1180MPa級以上のTSを有する極めて強度の高い高強度鋼板の適用も検討されている。
しかしながら、一般的には、鋼板の高強度化は鋼板の穴拡げ性や曲げ性などの低下につながることから、高強度と優れた成形性を併せ持ち、さらに耐食性にも優れる溶融亜鉛めっき鋼板が望まれている。
このような要望に対して、例えば、特許文献1には、質量%で、C:0.04〜0.1%、Si:0.4〜2.0%、Mn:1.5〜3.0%、B:0.0005〜0.005%、P≦0.1%、4N<Ti≦0.05%、Nb≦0.1%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼板表層に合金化亜鉛めっき層を有し、合金化溶融亜鉛めっき層中のFe%が5〜25%であり、かつ鋼板の組織がフェライト相とマルテンサイト相の混合組織であるTSが800MPa以上の成形性およびめっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献2には、質量%で、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5%、Mn:1.5〜2.8%、P:0.03%以下、S:0.02%以下、Al:0.005〜0.5％、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn%)/(C%)≧15かつ(Si%)/(C%)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で3〜20%のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献3には、質量%で、C:0.04〜0.14%、Si:0.4〜2.2%、Mn:1.2〜2.4%、P:0.02%以下、S:0.01%以下、Al:0.002〜0.5％、Ti:0.005〜0.1%、N:0.006%以下を含有し、さらに(Ti%)/(S%)≧5を満足し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、マルテンサイト相と残留オーステナイト相の体積率が合計で6%以上で、かつマルテンサイト相、残留オーステナイト相およびベイナイト相の硬質相組織の体積率をα%としたとき、
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献5には、質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:1.5%以下、Mn:0.01〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、Al:0.005〜4％含有し、さらにMo:0.01〜5.0%、Nb:0.001〜1.0%の1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、組織がベイナイト相またはベイニティックフェライト相を面積率で70%以上含む、穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
特開平9-13147号公報
特開平11-279691号公報
特開2002-69574号公報
特開2003-55751号公報
特開2003-193190号公報
α≦50000×{(Ti%)/48+(Nb%)/93+(Mo%)/96+(V%)/51}である穴拡げ性に優れた低降伏比高強度めっき鋼板が提案されている。特許文献4には、質量%で、C:0.001〜0.3%、Si:0.01〜2.5%、Mn:0.01〜3%、Al:0.001〜4％を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる鋼板の表面に、質量%で、Al:0.001〜0.5％、Mn:0.001〜2%を含有し、残部Znおよび不可避的不純物からなるめっき層を有する溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼のSi含有率:X質量%、鋼のMn含有率:Y質量%、鋼のAl含有率:Z質量%、めっき層のAl含有率:A質量%、めっき層のMn含有率:B質量%が、0≦3-(X+Y/10+Z/3)-12.5×(A-B)を満たし、鋼板のミクロ組織が、体積率で70〜97%のフェライト主相とその平均粒径が20μm以下であり、第2相として体積率で3〜30%のオーステナイト相および/またはマルテンサイト相からなり、第2相の平均粒径が10μm以下である成形時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献5には、質量%で、C:0.01〜0.2%、Si:1.5%以下、Mn:0.01〜3%、P:0.0010〜0.1%、S:0.0010〜0.05%、Al:0.005〜4％含有し、さらにMo:0.01〜5.0%、Nb:0.001〜1.0%の1種または2種を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなり、組織がベイナイト相またはベイニティックフェライト相を面積率で70%以上含む、穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
しかしながら、特許文献1〜5に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、1180MPa以上のTSを得ようとすると、必ずしも優れた穴拡げ性や曲げ性などの成形性が得られない。
本発明は、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形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を提供することを目的とする。
本発明者らは、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板について鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
i) 成分組成を特定の関係を満足するように適正化した上で、面積率で、80%以上95%未満の焼戻しマルテンサイト相と5%以上20%未満の残留オーステナイト相を含有し、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が20μm以下であるミクロ組織とすることにより、1180MPa以上のTSおよび優れた穴拡げ性や曲げ性を達成できる。
ii) こうしたミクロ組織は、焼鈍時に、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、成分組成によって定められる特定の温度域で30〜500s均熱し、10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却し、次いで300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理後、溶融亜鉛めっき処理を施すことによって得られる。
本発明は、このような知見に基づきなされたもので、質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下記の式(1)を満足する成分組成を有し、面積率で、80%以上95%未満の焼戻しマルテンサイト相と5%以上20%未満の残留オーステナイト相を含有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が20μm以下であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]≧3.25・・・(1)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]≧3.25・・・(1)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板には、さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca:0.001〜0.005%が含有されることが好ましい。ただし、このような元素を含有させる場合は、上記の式(1)の代わりに下記の式(2)〜(4)を満足させる必要がある。
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]≧3.25・・・(2)
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]≧3.25・・・(3)
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]+3.3×[Mo]+0.4×[Ni]+0.5×[Cu]≧3.25・・・(4)
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、また、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]≧3.25・・・(2)
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]≧3.25・・・(3)
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]+3.3×[Mo]+0.4×[Ni]+0.5×[Cu]≧3.25・・・(4)
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板では、また、亜鉛めっきを合金化亜鉛めっきとすることもできる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域で30〜500s均熱し、10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却し、次いで300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理後、溶融亜鉛めっき処理を施す方法によって製造できる。ただし、T1=160+19×[Si]-42×[Cr]、T2=0.13+0.02×[Si]+0.04×[Cr]であり、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Crが含有されない場合は[Cr]は0とする。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、溶融亜鉛めっき処理を施した後に、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。
本発明により、1180MPa以上のTSを有し、かつ穴拡げ性や曲げ性などの成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できるようになった。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車構造部材に適用することにより、より一層の乗員の安全性確保や大幅な車体軽量化による燃費改善を図ることができる。
以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「%」は、特に断らない限り「質量%」を意味する。
1)成分組成
C:0.05〜0.3%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、焼戻しマルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。さらに、残留オーステナイト相を残存させるためにも必要な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率の焼戻しマルテンサイト相や残留オーステナイト相を得るのが困難になるとともに、焼戻しマルテンサイト相が過度に軟質化して、十分な強度が得られない。一方、C量が0.3%を超えると、溶接性が劣化するともに、焼戻しマルテンサイト相が著しく硬化して、穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.3%とする。
C:0.05〜0.3%
Cは、鋼を強化するにあたり重要な元素であり、高い固溶強化能を有するとともに、焼戻しマルテンサイト相による組織強化を利用する際に、その面積率や硬度を調整するために不可欠な元素である。さらに、残留オーステナイト相を残存させるためにも必要な元素である。C量が0.05%未満では、必要な面積率の焼戻しマルテンサイト相や残留オーステナイト相を得るのが困難になるとともに、焼戻しマルテンサイト相が過度に軟質化して、十分な強度が得られない。一方、C量が0.3%を超えると、溶接性が劣化するともに、焼戻しマルテンサイト相が著しく硬化して、穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。したがって、C量は0.05〜0.3%とする。
Si:0.5〜2.5%
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時の冷却後に行われる熱処理やめっき処理による焼戻し処理時に、未変態オーステナイト相への固溶Cの排出でオーステナイト相を安定化して、残留オーステナイト相の残存を容易にする。こうした効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
Siは、本発明において極めて重要な元素であり、焼鈍時の冷却後に行われる熱処理やめっき処理による焼戻し処理時に、未変態オーステナイト相への固溶Cの排出でオーステナイト相を安定化して、残留オーステナイト相の残存を容易にする。こうした効果を得るには、Si量を0.5%以上にする必要がある。一方、Si量が2.5%を超えると、変態点の上昇が著しく、生産安定性が阻害されるのみならず、異常組織が発達し、成形性が低下する。したがって、Si量は0.5〜2.5%とする。
Mn:1.5〜3.5%
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させ、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制してマルテンサイト相を生じ易くし、引続く焼戻し処理により焼戻しマルテンサイト相を適正量存在せしめ、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。こうした効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.5%とする。
Mnは、鋼の熱間脆化の防止ならびに強度確保のために有効であるとともに、焼入れ性を向上させ、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制してマルテンサイト相を生じ易くし、引続く焼戻し処理により焼戻しマルテンサイト相を適正量存在せしめ、局部変形を抑制して穴拡げ性や曲げ性の向上に大きく寄与する。こうした効果を得るには、Mn量を1.5%以上にする必要がある。一方、Mn量が3.5%を超えると、成形性の劣化を招く。したがって、Mn量は1.5〜3.5%とする。
P:0.001〜0.05%
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
Pは、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るには、P量を0.001%以上にする必要がある。一方、P量が0.05%を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、P量は0.001〜0.05%とする。
S:0.0001〜0.01%
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
Sは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させるため、その量は0.01%以下、好ましくは0.003%以下、より好ましくは0.001%以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、S量は0.0001%以上にする必要がある。したがって、S量は0.0001〜0.01%、好ましくは0.0001〜0.003%、より好ましくは0.0001〜0.001%とする。
Al:0.001〜0.1%
Alは、Siと同様に残留オーステナイト相の安定化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
Alは、Siと同様に残留オーステナイト相の安定化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Al量を0.001%以上にする必要がある。一方、Al量が0.1%を超えると、表面性状の劣化を招く。したがって、Al量は0.001〜0.1%とする。
N:0.0005〜0.01%
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
Nは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、N量が0.01%を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。その量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、N量は0.0005%以上にする必要がある。したがって、N量は0.0005〜0.01%とする。
式(1)：3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]≧3.25
焼戻しマルテンサイト相を面積率で80%以上95%未満存在させるためには、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制しなければならない。それには、C、Si、Mnの含有量からなる式(1)を満足させる必要がある。なお、式(1)は、本発明者らが種々の検討を行って得た経験式である。
焼戻しマルテンサイト相を面積率で80%以上95%未満存在させるためには、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制しなければならない。それには、C、Si、Mnの含有量からなる式(1)を満足させる必要がある。なお、式(1)は、本発明者らが種々の検討を行って得た経験式である。
残部はFeおよび不可避的不純物であるが、以下の理由で、Cr:0.01〜1.5%や、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Nb:0.0005〜0.05%や、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素や、Ca:0.001〜0.005%が含有されることが好ましい。ただし、このような元素を含有させる場合は、式(1)の場合と同じ理由により、式(1)の代わりに上記の式(2)〜(4)を満足させる必要がある。
Cr:0.01〜1.5%
Crは、焼入れ性を向上させ、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制して適正量のマルテンサイト相を生じせしめる。また、引続く焼戻し処理時には、Crは炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易し、自己焼戻し処理を短時間で進行させるとともに、焼戻し軟化抵抗を向上させて焼戻しマルテンサイト相の過度の軟質化を抑制する。こうした効果を得るには、Cr量を0.01%以上にする必要がある。一方、Cr量が1.5%を超えると、Cr炭化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.01〜1.5%とする。
Crは、焼入れ性を向上させ、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制して適正量のマルテンサイト相を生じせしめる。また、引続く焼戻し処理時には、Crは炭化物へ固溶することにより炭化物の生成を容易し、自己焼戻し処理を短時間で進行させるとともに、焼戻し軟化抵抗を向上させて焼戻しマルテンサイト相の過度の軟質化を抑制する。こうした効果を得るには、Cr量を0.01%以上にする必要がある。一方、Cr量が1.5%を超えると、Cr炭化物が過剰に生成し、延性の低下を招く。したがって、Cr量は0.01〜1.5%とする。
Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%
Tiは、析出強化により鋼を強化させるため、所望の強度に応じて添加できる元素である。TiはBと同時に含有された場合には、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
Tiは、析出強化により鋼を強化させるため、所望の強度に応じて添加できる元素である。TiはBと同時に含有された場合には、NをTiNとして析出させるため、BNの析出が抑制され、次に説明するBの効果が有効に発現される。こうした効果を得るには、Ti量を0.0005%以上にする必要がある。一方、Ti量が0.1%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Ti量は0.0005〜0.1%とする。
Bは、焼入れ性を向上させ、焼鈍時の冷却過程でフェライト相やパーライト相などの生成を抑制して適正量のマルテンサイト相を生じせしめる。特に、上述したように、Tiと共存する場合にその効果が大きい。こうした効果を得るには、B量を0.0003%以上にする必要がある。一方、B量が0.003%を超えると、延性の低下を招く。したがって、B量は0.0003〜0.003%とする。
Nb:0.0005〜0.05%
Nbは、析出強化により鋼を強化させるため、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るには、Nb量を0.0005%以上とする必要がある。一方、Nb量が0.05%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
Nbは、析出強化により鋼を強化させるため、所望の強度に応じて添加できる元素である。こうした効果を得るには、Nb量を0.0005%以上とする必要がある。一方、Nb量が0.05%を超えると、析出強化が過度に働き、延性の低下を招く。したがって、Nb量は0.0005〜0.05%とする。
Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、マルテンサイト相の生成を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
Mo、Ni、Cuは、固溶強化元素としての役割のみならず、焼鈍時の冷却過程において、オーステナイト相を安定化し、マルテンサイト相の生成を容易にする。こうした効果を得るには、Mo量、Ni量、Cu量は、それぞれ0.01%以上にする必要がある。一方、Mo量が1.0%、Ni量が2.0%、Cu量が2.0%を超えると、めっき性、成形性、スポット溶接性が劣化する。したがって、Mo量は0.01〜1.0%、Ni量は0.01〜2.0%、Cu量は0.01〜2.0%とする。
Ca:0.001〜0.005%
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0.005%を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0.001〜0.005%とする。
Caは、SをCaSとして析出させ、亀裂の発生や伝播を助長するMnSの生成を抑制し、穴拡げ性や曲げ性を向上させる効果を有する。このような効果を得るには、Ca量を0.001％以上にする必要がある。一方、Ca量が0.005%を超えると、その効果は飽和する。したがって、Ca量は0.001〜0.005%とする。
2)ミクロ組織
焼戻しマルテンサイト相の面積率:80%以上95%未満
1180MPa以上のTSと優れた穴拡げ性や曲げ性とを両立させるには、焼戻しマルテンサイト相を主体としたミクロ組織にすることが必要である。特に、1180MPa以上のTSを確保するには、面積率で80%以上の焼戻しマルテンサイト相が必要である。一方、焼戻しマルテンサイト相の面積率が95%以上になると、穴拡げ性や曲げ性が著しく低下する。したがって、焼戻しマルテンサイト相の面積率は80%以上95%未満とする。
焼戻しマルテンサイト相の面積率:80%以上95%未満
1180MPa以上のTSと優れた穴拡げ性や曲げ性とを両立させるには、焼戻しマルテンサイト相を主体としたミクロ組織にすることが必要である。特に、1180MPa以上のTSを確保するには、面積率で80%以上の焼戻しマルテンサイト相が必要である。一方、焼戻しマルテンサイト相の面積率が95%以上になると、穴拡げ性や曲げ性が著しく低下する。したがって、焼戻しマルテンサイト相の面積率は80%以上95%未満とする。
残留オーステナイト相の面積率:5%以上20%未満
残留オーステナイト相は、塑性変形時にマルテンサイト変態を生じて塑性変形部を硬質化するため、局所的な変形を抑制して歪伝播を促進して延性を向上させる効果を有する。残留オーステナイト相の面積率が5%に満たない場合には、その効果が乏しい。一方、残留オーステナイト相が面積率で20%以上存在する場合は、マルテンサイト変態による硬質相が過度に分散して、穴拡げ性や曲げ性を大きく低下させる。したがって、残留オーステナイト相の面積率は5%以上20%未満とする。
残留オーステナイト相は、塑性変形時にマルテンサイト変態を生じて塑性変形部を硬質化するため、局所的な変形を抑制して歪伝播を促進して延性を向上させる効果を有する。残留オーステナイト相の面積率が5%に満たない場合には、その効果が乏しい。一方、残留オーステナイト相が面積率で20%以上存在する場合は、マルテンサイト変態による硬質相が過度に分散して、穴拡げ性や曲げ性を大きく低下させる。したがって、残留オーステナイト相の面積率は5%以上20%未満とする。
焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径:20μm以下
焼戻しマルテンサイト相の結晶粒径が微細なほど、亀裂の伝播を抑制するため穴拡げ性や曲げ性を向上させるとともに、衝撃時の靭性の向上にも有効である。こうした効果を発現するには、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径を20μm以下とする必要がある。
焼戻しマルテンサイト相の結晶粒径が微細なほど、亀裂の伝播を抑制するため穴拡げ性や曲げ性を向上させるとともに、衝撃時の靭性の向上にも有効である。こうした効果を発現するには、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径を20μm以下とする必要がある。
なお、焼戻しマルテンサイト相と残留オーステナイト相以外に、フェライト相、パーライト相、マルテンサイト相、ベイナイト相などを含んでも、本発明の効果が損なわれることはない。
ここで、焼戻しマルテンサイト相と残留オーステナイト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことであり、体積率と同義である。焼戻しマルテンサイト相の面積率や焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、3%ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)で2000倍の倍率で10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求めた。また、残留オーステナイトの面積率とは、鋼板を板厚1/4の位置まで研磨した後、化学研磨によりさらに0.1mm研磨した面について、X線回折装置でMoのKα線を用いて、fcc鉄の(200)、(220)、(311)面とbcc鉄の(200)、(211)、(220)面の積分強度を測定して求めたfccの比率のことである。
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域で30〜500s均熱し、10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却し、次いで300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理後、溶融亜鉛めっき処理を施す方法によって製造できる。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上述したように、例えば、上記の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域で30〜500s均熱し、10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却し、次いで300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理後、溶融亜鉛めっき処理を施す方法によって製造できる。
焼鈍の加熱条件:5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱
5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱すると、回復や再結晶フェライト相の生成が抑制されながらオーステナイト変態が起こるため、多くのサイトからオーステナイト相が生成して微細かつ均一に分散される。そのため、最終的に生成する焼戻しマルテンサイト相も微細になり、穴拡げ性や曲げ性を向上できることになる。平均加熱速度が5℃/sに満たない場合は、平均結晶粒径が20μm以下の焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。
5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱すると、回復や再結晶フェライト相の生成が抑制されながらオーステナイト変態が起こるため、多くのサイトからオーステナイト相が生成して微細かつ均一に分散される。そのため、最終的に生成する焼戻しマルテンサイト相も微細になり、穴拡げ性や曲げ性を向上できることになる。平均加熱速度が5℃/sに満たない場合は、平均結晶粒径が20μm以下の焼戻しマルテンサイト相を得ることができない。
焼鈍の均熱条件:(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域で30〜500s均熱
均熱時にオーステナイト相の割合を高めることにより、フェライト相の生成を抑制し、引続く冷却時に所定量のマルテンサイト相を生成下させて、引続く焼戻し処理後に十分な強度と良好な局部延性を実現できる。そのためには、均熱温度を、Si量で、場合によってはCr量も含めて、表される上記のT1、T2を用いて、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域にする必要がある。ここで、T1、T2は、本発明者らが実験結果から得た経験式であるが、T1はフェライト相とオーステナイト相が共存する温度範囲を示し、T2は均熱時にオーステナイト相の割合が80%以上となる温度範囲の2相共存温度範囲に対する比を示している。均熱温度が(Ac3変態点-T1×T2)℃を下回る場合は、生成するオーステナイト相の割合が十分でなく、すなわち焼戻しマルテンサイト相が十分に生成されず、穴拡げ性や曲げ性の向上を図れないばかりか、TSも低下する。一方、均熱温度が(Ac3変態点+50)℃を超える場合は、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が粗大になり、穴拡げ性や曲げ性が低下する。また、均熱時間が30sに満たない場合は、加熱時に生成するフェライト相が十分にオーステナイト変態しないため、必要なオーステナイト相の量を得ることができない。一方、均熱時間が500sを超える場合は、効果が飽和するとともに、生産性を阻害する。
均熱時にオーステナイト相の割合を高めることにより、フェライト相の生成を抑制し、引続く冷却時に所定量のマルテンサイト相を生成下させて、引続く焼戻し処理後に十分な強度と良好な局部延性を実現できる。そのためには、均熱温度を、Si量で、場合によってはCr量も含めて、表される上記のT1、T2を用いて、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域にする必要がある。ここで、T1、T2は、本発明者らが実験結果から得た経験式であるが、T1はフェライト相とオーステナイト相が共存する温度範囲を示し、T2は均熱時にオーステナイト相の割合が80%以上となる温度範囲の2相共存温度範囲に対する比を示している。均熱温度が(Ac3変態点-T1×T2)℃を下回る場合は、生成するオーステナイト相の割合が十分でなく、すなわち焼戻しマルテンサイト相が十分に生成されず、穴拡げ性や曲げ性の向上を図れないばかりか、TSも低下する。一方、均熱温度が(Ac3変態点+50)℃を超える場合は、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が粗大になり、穴拡げ性や曲げ性が低下する。また、均熱時間が30sに満たない場合は、加熱時に生成するフェライト相が十分にオーステナイト変態しないため、必要なオーステナイト相の量を得ることができない。一方、均熱時間が500sを超える場合は、効果が飽和するとともに、生産性を阻害する。
焼鈍時の冷却条件:均熱温度から10℃/s以上の平均冷却速度でで(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却
均熱後は、均熱温度から10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域(冷却到達温度)まで冷却する必要がある。平均冷却速度が10℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して必要な量の焼戻しマルテンサイト相が得られず、穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。なお、平均冷却速度の上限は、特に規定しないが、鋼板形状の悪化や冷却到達温度の制御の観点から200℃/s以下とすることが好ましい。また、冷却到達温度は、本発明のミクロ組織を得る上で最も重要な要件の一つである。すなわち、冷却到達温度まで冷却することにより、未変態のオーステナイト相の多くをマルテンサイト相に変態させ、引続く熱処理やめっき処理の焼戻し処理により、マルテンサイト相を焼戻しマルテンサイト相に、未変態のオーステナイト相を残留オーステナイト相にする。このとき、冷却到達温度が(Ms点-50)℃を超える場合は、マルテンサイト相への変態が不十分となり、面積率で80%以上の焼戻しマルテンサイト相を得ることが困難になる。また、冷却到達温度が(Ms点-250)℃を下回る場合は、未変態のオーステナイト相が著しく減少して、5%以上の残留オーステナイト相を得ることが困難になる。したがって、冷却到達温度は(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下とする必要がある。ここで、Ms点とは、未変態のオーステナイト相からマルテンサイト相へ変態が開始する温度であり、焼鈍時の冷却過程をシミュレートして測定した鋼の線膨張係数の変化から求めることができる。
均熱後は、均熱温度から10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域(冷却到達温度)まで冷却する必要がある。平均冷却速度が10℃/s未満だと、冷却中にフェライト変態が進行して必要な量の焼戻しマルテンサイト相が得られず、穴拡げ性や曲げ性の低下を招く。なお、平均冷却速度の上限は、特に規定しないが、鋼板形状の悪化や冷却到達温度の制御の観点から200℃/s以下とすることが好ましい。また、冷却到達温度は、本発明のミクロ組織を得る上で最も重要な要件の一つである。すなわち、冷却到達温度まで冷却することにより、未変態のオーステナイト相の多くをマルテンサイト相に変態させ、引続く熱処理やめっき処理の焼戻し処理により、マルテンサイト相を焼戻しマルテンサイト相に、未変態のオーステナイト相を残留オーステナイト相にする。このとき、冷却到達温度が(Ms点-50)℃を超える場合は、マルテンサイト相への変態が不十分となり、面積率で80%以上の焼戻しマルテンサイト相を得ることが困難になる。また、冷却到達温度が(Ms点-250)℃を下回る場合は、未変態のオーステナイト相が著しく減少して、5%以上の残留オーステナイト相を得ることが困難になる。したがって、冷却到達温度は(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下とする必要がある。ここで、Ms点とは、未変態のオーステナイト相からマルテンサイト相へ変態が開始する温度であり、焼鈍時の冷却過程をシミュレートして測定した鋼の線膨張係数の変化から求めることができる。
焼鈍後の熱処理:300〜600℃の温度域で1〜600s保持
上述したように、焼鈍後に行われる、300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理や溶融亜鉛めっき処理により(めっき合金化処理を行う場合は、その処理も含む。)、冷却時に生成したマルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相になり、未変態のオーステナイト相は、Cの濃化が進行して処理後に残留オーステナイト相になる。熱処理温度が300℃未満の場合は、マルテンサイト相の焼戻しや未変態のオーステナイト相の安定化が不十分となり、所望のミクロ組織が得られない。一方、熱処理温度が600℃を超える場合は、未変態のオーステナイト相がパーライト相に変態したり、1180MPa以上のTSや優れた穴拡げ性や曲げ性が得られない。また、熱処理時間が1未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分になり、600sを超えると未変態のオーステナイト相がベイナイト相に変態し、所望のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍後の熱処理は、300〜600℃の温度域で1〜600s保持とする必要がある。
上述したように、焼鈍後に行われる、300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理や溶融亜鉛めっき処理により(めっき合金化処理を行う場合は、その処理も含む。)、冷却時に生成したマルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相になり、未変態のオーステナイト相は、Cの濃化が進行して処理後に残留オーステナイト相になる。熱処理温度が300℃未満の場合は、マルテンサイト相の焼戻しや未変態のオーステナイト相の安定化が不十分となり、所望のミクロ組織が得られない。一方、熱処理温度が600℃を超える場合は、未変態のオーステナイト相がパーライト相に変態したり、1180MPa以上のTSや優れた穴拡げ性や曲げ性が得られない。また、熱処理時間が1未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分になり、600sを超えると未変態のオーステナイト相がベイナイト相に変態し、所望のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍後の熱処理は、300〜600℃の温度域で1〜600s保持とする必要がある。
熱処理後は、通常の条件で溶融亜鉛めっき処理が施されるが、さらに450〜600℃の温度域で亜鉛めっきを合金化処理することもできる。450〜600℃の温度域で合金化処理することにより、めっき中のFe濃度は8〜12%とになり、めっきの密着性や塗装後の耐食性が向上する。450℃未満では、合金化が十分に進行せず、犠牲防食作用の低下や摺動性の低下を招き、600℃を超えると、合金化が進行し過ぎてパウダリング性が低下したり、パーライト相やベイナイト相などが多量に生成して高強度化や穴拡げ性の向上が図れない。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板に用いられる亜鉛めっき前の鋼板は、上記成分組成を有するスラブを、熱間圧延後、所望の板厚まで冷間圧延して製造される。また、生産性の観点から、上記の焼鈍、溶融亜鉛めっき前熱処理、溶融亜鉛めっき、亜鉛めっきを合金化処理などの一連の処理は、連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延する時、スラブは再加熱されるが、圧延荷重の増大を防止するため、加熱温度は1150℃以上にすることが好ましい。また、スケールロスの増大や燃料原単位の増加を防止するため、加熱温度の上限は1300℃とすることが好ましい。
熱間圧延は、粗圧延と仕上圧延により行われるが、仕上圧延は、冷間圧延・焼鈍後の成形性の低下を防ぐために、Ar3変態点以上の仕上温度で行うことが好ましい。また、結晶粒の粗大化による組織の不均一やスケール欠陥の発生を防止するため、仕上温度は950℃以下とすることが好ましい。
熱間圧延後の鋼板は、スケール欠陥の防止や良好な形状性の確保の観点から、500〜650℃の巻取温度で巻取ることが好ましい。
巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、組織を均一化させるため、圧下率40%以上で冷間圧延されることが好ましい。
溶融亜鉛めっきには、Al量を0.10〜0.20%含む亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。また、めっき後は、めっきの目付け量を調整するために、ワイピングを行うことができる。
表１に示す成分組成の鋼No.A〜Lを転炉により溶製し、連続鋳造法でスラブとした。これらのスラブを、1200℃に加熱後、850〜920℃の仕上温度で熱間圧延を行い、600℃の巻取温度で巻取った。次いで、酸洗後、表2に示す板厚に圧下率50%で冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表2に示す焼鈍条件で焼鈍後、表2に示す熱処理条件で熱処理を施し、0.13%のAlを含む475℃の亜鉛めっき浴中に3s浸漬し、付着量45g/m2の亜鉛めっきを形成し、表2に示す温度で合金化処理を行い、亜鉛めっき鋼板No.1〜24を作製した。なお、表2に示すように、一部の亜鉛めっき鋼板では、合金化処理を行わなかった。そして、得られた亜鉛めっき鋼板について、上記の方法で焼戻しマルテンサイト相の面積率と平均結晶粒径および残留オーステナイト相の面積率を測定した。また、圧延方向と直角方向にJIS５号引張試験片を採取し、JIS Z 2241に準拠して、20mm/minのクロスヘッド速度で引張試験を行って、TSおよび全伸びElを測定した。さらに、100mm×100mmの試験片を採取し、JFST 1001(鉄連規格)に準拠して穴拡げ試験を3回行って平均の穴拡げ率λ(%)を求め、穴拡げ性を評価した。さらにまた、圧延方向と直角方向に幅30mm×長さ120mmの短冊状の試験片を採取し、端部を表面粗さRyが1.6〜6.3Sとなるように平滑にした後、Vブロック法により90°の曲げ角度で曲げ試験を行い、亀裂やネッキングの生じない最小の曲げ半径を限界曲げ半径として求めた。
結果を表3に示す。本発明例の亜鉛めっき鋼板は、いずれもTSが1180MPa以上であり、穴拡げ率λが50%以上、限界曲げ半径が2.0mm未満で優れた穴拡げ性と曲げ性を有しており、また、TS×El≧18000MPa・%で強度-延性バランスも高く、成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。
Claims (9)
- 質量%で、C:0.05〜0.3%、Si:0.5〜2.5%、Mn:1.5〜3.5%、P:0.001〜0.05%、S:0.0001〜0.01%、Al:0.001〜0.1％、N:0.0005〜0.01%を含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、かつ下記の式(1)を満足する成分組成を有し、面積率で、80%以上95%未満の焼戻しマルテンサイト相と5%以上20%未満の残留オーステナイト相を含有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が20μm以下であるミクロ組織を有することを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]≧3.25・・・(1)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Cr:0.01〜1.5%を含有し、式(1)の代わりに下記の式(2)を満足することを特徴とする請求項1に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]≧3.25・・・(2)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Ti:0.0005〜0.1%、B:0.0003〜0.003%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し、式(1)または式(2)の代わりに下記の式(3)を満足することを特徴とする請求項1または2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]≧3.25・・・(3)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Nb:0.0005〜0.05%を含有することを特徴とする請求項1から3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、質量%で、Mo:0.01〜1.0%、Ni:0.01〜2.0%、Cu:0.01〜2.0%から選ばれる少なくとも1種の元素を含有し、式(1)、式(2)または式(3)の代わりに下記の式(4)を満足することを特徴とする請求項1から4のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板；
3.3×[C]+0.1×[Si]+1.0×[Mn]+1.3×[Cr]+350×[B]+3.3×[Mo]+0.4×[Ni]+0.5×[Cu]≧3.25・・・(4)
ただし、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表す。 - さらに、質量%で、Ca:0.001〜0.005%を含有することを特徴とする請求項1から5のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項1から6のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項1から6のいずれかに記載の成分組成を有する鋼板を、5℃/s以上の平均加熱速度でAc1変態点以上の温度域に加熱し、(Ac3変態点-T1×T2)℃以上(Ac3変態点+50)℃以下の温度域で30〜500s均熱し、10℃/s以上の平均冷却速度で(Ms点-250)℃以上(Ms点-50)℃以下の温度域まで冷却し、次いで300〜600℃の温度域で1〜600s保持の熱処理後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法；
ただし、T1=160+19×[Si]-42×[Cr]、T2=0.13+0.02×[Si]+0.04×[Cr]であり、式中の[M]は元素Mの含有量(質量%)を表し、Crが含有されない場合は[Cr]は0とする。 - 溶融亜鉛めっき処理を施した後、450〜600℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項8に記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008303290A JP5315956B2 (ja) | 2008-11-28 | 2008-11-28 | 成形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 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2008303290A JP5315956B2 (ja) | 2008-11-28 | 2008-11-28 | 成形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 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2010126770A JP2010126770A (ja) | 2010-06-10 |
| JP5315956B2 true JP5315956B2 (ja) | 2013-10-16 |
Family
ID=42327362
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2008303290A Active JP5315956B2 (ja) | 2008-11-28 | 2008-11-28 | 成形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 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP5315956B2 (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104884655A (zh) * | 2012-12-27 | 2015-09-02 | Posco公司 | 焊接性优异的高锰耐磨钢 |
| US10995383B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-05-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet |
| US11492676B2 (en) | 2014-07-03 | 2022-11-08 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US11555226B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-01-17 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet |
| US11618931B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-04-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP5136609B2 (ja) * | 2010-07-29 | 2013-02-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| FI20115702L (fi) | 2011-07-01 | 2013-01-02 | Rautaruukki Oyj | Menetelmä suurlujuuksisen rakenneteräksen valmistamiseksi ja suurlujuuksinen rakenneteräs |
| WO2013012006A1 (ja) * | 2011-07-21 | 2013-01-24 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱間プレス成形鋼部材の製造方法 |
| JP6047983B2 (ja) * | 2011-08-19 | 2016-12-21 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高強度冷延鋼板の製造方法 |
| KR101607798B1 (ko) * | 2012-02-22 | 2016-03-30 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 냉연 강판 및 그 제조 방법 |
| JP5857909B2 (ja) * | 2012-08-09 | 2016-02-10 | 新日鐵住金株式会社 | 鋼板およびその製造方法 |
| BR112015016863B1 (pt) | 2013-01-18 | 2020-09-01 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Método de fabricação de elemento de aço formado em prensa a quente e método de fabricação de uma peça automotiva de aço |
| RU2632042C2 (ru) * | 2013-05-17 | 2017-10-02 | Ак Стил Пропертиз, Инк. | Высокопрочная сталь, обладающая хорошей пластичностью, и способ получения посредством обработки методом закалки с распределением с помощью ванны для цинкования |
| ES2745428T3 (es) | 2014-01-06 | 2020-03-02 | Nippon Steel Corp | Acero y método para fabricar el mismo |
| CN114438418A (zh) | 2014-01-06 | 2022-05-06 | 日本制铁株式会社 | 热成形构件及其制造方法 |
| EP3128026B1 (en) * | 2014-03-31 | 2019-03-06 | JFE Steel Corporation | High-strength cold rolled steel sheet exhibiting excellent material-quality uniformity, and production method therefor |
| WO2016001708A1 (en) | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, formability and obtained sheet |
| WO2016001704A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet and sheet obtained |
| WO2016001705A1 (en) * | 2014-07-03 | 2016-01-07 | Arcelormittal | Method for manufacturing a high strength steel sheet having improved formability and ductility and sheet obtained |
| JP6057027B1 (ja) * | 2015-02-13 | 2017-01-11 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| WO2016177420A1 (de) * | 2015-05-06 | 2016-11-10 | Thyssenkrupp Steel Europe Ag | Stahlflachprodukt und verfahren zu seiner herstellung |
| WO2017109539A1 (en) | 2015-12-21 | 2017-06-29 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability, and obtained high strength steel sheet |
| KR101767780B1 (ko) * | 2015-12-23 | 2017-08-24 | 주식회사 포스코 | 고항복비형 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| US11186889B2 (en) | 2016-08-10 | 2021-11-30 | Jfe Steel Corporation | High-strength steel sheet and manufacturing method therefor |
| JP6747612B1 (ja) | 2018-10-10 | 2020-08-26 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| KR20210104418A (ko) * | 2020-02-17 | 2021-08-25 | 현대자동차주식회사 | 가변 오일 펌프용 아우터링 및 이의 제조방법 |
| JP7298647B2 (ja) * | 2020-07-15 | 2023-06-27 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
| WO2023153096A1 (ja) * | 2022-02-09 | 2023-08-17 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板 |
| WO2023153097A1 (ja) * | 2022-02-09 | 2023-08-17 | 日本製鉄株式会社 | 冷延鋼板およびその製造方法 |
Family Cites Families (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4188581B2 (ja) * | 2001-01-31 | 2008-11-26 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 |
| JP2005336526A (ja) * | 2004-05-25 | 2005-12-08 | Kobe Steel Ltd | 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法 |
-
2008
- 2008-11-28 JP JP2008303290A patent/JP5315956B2/ja active Active
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN104884655A (zh) * | 2012-12-27 | 2015-09-02 | Posco公司 | 焊接性优异的高锰耐磨钢 |
| US9945014B2 (en) | 2012-12-27 | 2018-04-17 | Posco | High-manganese wear resistant steel having excellent weldability and method for manufacturing same |
| US10995383B2 (en) | 2014-07-03 | 2021-05-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength and ductility and obtained sheet |
| US11492676B2 (en) | 2014-07-03 | 2022-11-08 | Arcelormittal | Method for producing a high strength coated steel sheet having improved strength, ductility and formability |
| US11555226B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-01-17 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength and formability and obtained sheet |
| US11618931B2 (en) | 2014-07-03 | 2023-04-04 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having improved strength, ductility and formability |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2010126770A (ja) | 2010-06-10 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5315956B2 (ja) | 成形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 | |
| JP5194841B2 (ja) | 成形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 | |
| JP5709151B2 (ja) | 成形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 | |
| JP5418168B2 (ja) | 成形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それらの製造方法 | |
| JP5967320B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4893844B2 (ja) | 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5402007B2 (ja) | 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 | |
| JP5967319B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5493986B2 (ja) | 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP6032300B2 (ja) | 高強度冷延鋼板、高強度めっき鋼板、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、並びにそれらの製造方法 | |
| JP5924332B2 (ja) | 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 | |
| JP5504737B2 (ja) | 鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法 | |
| WO2009054539A1 (ja) | 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 | |
| JP5256690B2 (ja) | 加工性および耐衝撃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 | |
| JP2011168879A (ja) | 加工性とスポット溶接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 | |
| JP5141235B2 (ja) | 成形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 | |
| JP5256689B2 (ja) | 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 | |
| JP2007077510A (ja) | 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP5141232B2 (ja) | 成形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 | |
| JP5659604B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP6344454B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法並びに高強度亜鉛めっき鋼板 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20110824 |
|
| RD03 | Notification of appointment of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7423 Effective date: 20120321 |
|
| RD04 | Notification of resignation of power of attorney |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A7424 Effective date: 20120327 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20130418 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20130611 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130624 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 5315956 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |
|
| R250 | Receipt of annual fees |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R250 |