JPWO2013047810A1 - 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JPWO2013047810A1 JPWO2013047810A1 JP2013516045A JP2013516045A JPWO2013047810A1 JP WO2013047810 A1 JPWO2013047810 A1 JP WO2013047810A1 JP 2013516045 A JP2013516045 A JP 2013516045A JP 2013516045 A JP2013516045 A JP 2013516045A JP WO2013047810 A1 JPWO2013047810 A1 JP WO2013047810A1
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- temperature
- plating
- layer
- 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.)
- Granted
Links
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 18
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 title claims abstract description 18
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 title abstract description 3
- 239000000956 alloy Substances 0.000 title abstract description 3
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims abstract description 100
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 claims abstract description 90
- 239000010959 steel Substances 0.000 claims abstract description 90
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 16
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 12
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims abstract description 9
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 claims abstract description 8
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 claims description 32
- 238000005275 alloying Methods 0.000 claims description 22
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 22
- 238000005246 galvanizing Methods 0.000 claims description 20
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 18
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 16
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims description 15
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims description 13
- 238000007654 immersion Methods 0.000 claims description 12
- IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N Atomic nitrogen Chemical compound N#N IJGRMHOSHXDMSA-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 8
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 8
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 7
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 7
- 230000036961 partial effect Effects 0.000 claims description 6
- UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N Hydrogen Chemical compound [H][H] UFHFLCQGNIYNRP-UHFFFAOYSA-N 0.000 claims description 5
- 229910052739 hydrogen Inorganic materials 0.000 claims description 5
- 239000001257 hydrogen Substances 0.000 claims description 5
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 claims description 4
- 229910052757 nitrogen Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 238000004804 winding Methods 0.000 claims description 4
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 230000014509 gene expression Effects 0.000 claims description 3
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 239000012299 nitrogen atmosphere Substances 0.000 claims description 3
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims description 3
- 229910052799 carbon Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052750 molybdenum Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 claims description 2
- 238000002791 soaking Methods 0.000 claims description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 abstract description 5
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 23
- 238000005728 strengthening Methods 0.000 description 19
- 238000000034 method Methods 0.000 description 18
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 15
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 10
- 229910000905 alloy phase Inorganic materials 0.000 description 8
- 239000012298 atmosphere Substances 0.000 description 6
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 6
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 6
- 238000005554 pickling Methods 0.000 description 6
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 6
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 6
- 230000009467 reduction Effects 0.000 description 5
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 4
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 4
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 4
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 4
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 4
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 description 4
- 229910052684 Cerium Inorganic materials 0.000 description 3
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000004458 analytical method Methods 0.000 description 3
- 230000005540 biological transmission Effects 0.000 description 3
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 3
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 3
- 229910052746 lanthanum Inorganic materials 0.000 description 3
- 230000003287 optical effect Effects 0.000 description 3
- 238000001953 recrystallisation Methods 0.000 description 3
- 230000002829 reductive effect Effects 0.000 description 3
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N Ethanol Chemical compound CCO LFQSCWFLJHTTHZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 229910000640 Fe alloy Inorganic materials 0.000 description 2
- VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N Hydrochloric acid Chemical compound Cl VEXZGXHMUGYJMC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000003723 Smelting Methods 0.000 description 2
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 description 2
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 2
- 238000006243 chemical reaction Methods 0.000 description 2
- 239000003153 chemical reaction reagent Substances 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052747 lanthanoid Inorganic materials 0.000 description 2
- 150000002602 lanthanoids Chemical class 0.000 description 2
- 239000000203 mixture Substances 0.000 description 2
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 2
- 238000005498 polishing Methods 0.000 description 2
- 229920006395 saturated elastomer Polymers 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 238000012935 Averaging Methods 0.000 description 1
- 229910001122 Mischmetal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- NJFMNPFATSYWHB-UHFFFAOYSA-N ac1l9hgr Chemical compound [Fe].[Fe] NJFMNPFATSYWHB-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 239000002253 acid Substances 0.000 description 1
- 230000008901 benefit Effects 0.000 description 1
- 239000004566 building material Substances 0.000 description 1
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 230000003247 decreasing effect Effects 0.000 description 1
- 230000002950 deficient Effects 0.000 description 1
- 238000002050 diffraction method Methods 0.000 description 1
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 1
- 238000010894 electron beam technology Methods 0.000 description 1
- 238000005530 etching Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 230000006872 improvement Effects 0.000 description 1
- 239000003112 inhibitor Substances 0.000 description 1
- 238000009434 installation Methods 0.000 description 1
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000000670 limiting effect Effects 0.000 description 1
- 239000007788 liquid Substances 0.000 description 1
- 238000012423 maintenance Methods 0.000 description 1
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000002184 metal Substances 0.000 description 1
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 1
- 150000004767 nitrides Chemical class 0.000 description 1
- 230000008520 organization Effects 0.000 description 1
- 229910052698 phosphorus Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910001568 polygonal ferrite Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 238000011002 quantification Methods 0.000 description 1
- 150000002910 rare earth metals Chemical group 0.000 description 1
- 239000002994 raw material Substances 0.000 description 1
- 230000009257 reactivity Effects 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000011160 research Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 239000007787 solid Substances 0.000 description 1
- 230000006641 stabilisation Effects 0.000 description 1
- 238000011105 stabilization Methods 0.000 description 1
- 238000009628 steelmaking Methods 0.000 description 1
- 229910052717 sulfur Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 1
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 1
Images
Classifications
-
- 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
- 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
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
- B21B—ROLLING OF METAL
- B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
-
- 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
-
- 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
- B32B15/18—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
- 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
- C21D8/0421—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 working steps
- C21D8/0426—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
- C21D8/04—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
- C21D8/0421—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 working steps
- C21D8/0436—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
- C21D8/04—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
- C21D8/0463—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 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
- C21D8/04—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
- C21D8/0478—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 involving a particular surface 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
- 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
- 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
- C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
-
- 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
-
- 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
- C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
- C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
- C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
-
- 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
- C23C2/26—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
- 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
- C21D2211/001—Austenite
-
- 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
- C21D2211/005—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
-
- 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]
-
- 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
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12958—Next to Fe-base component
-
- 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
- Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
- Y10T428/12951—Fe-base component
- Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]
-
- 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
- Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
- Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree
-
- 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
- Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
- Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree
- Y10T428/2495—Thickness [relative or absolute]
-
- 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
- Y10T428/24—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.]
- Y10T428/24942—Structurally defined web or sheet [e.g., overall dimension, etc.] including components having same physical characteristic in differing degree
- Y10T428/2495—Thickness [relative or absolute]
- Y10T428/24967—Absolute thicknesses specified
Landscapes
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
- Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
- Coating With Molten Metal (AREA)
Abstract
鋼板が主要成分を含有し、質量%で、体積分率でベイナイトおよび/もしくはマルテンサイトを40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上〜60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残不可避的組織より成る高強度鋼板表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。前記合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1層とΓ層の合計厚み(Tγ1+Tγ)が2μm以下であり、Γ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)が1以下であり、引っ張り強度980MPa以上を容易に与え、めっき密着性に優れ、加工時のめっき剥離を抑制出来る。
Description
本発明は、合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。更に詳しくは、本発明は、高強度(例えば、980MPa以上の引っ張り強度)を容易に実現可能であり、めっき密着性に優れ、自動車分野、及び家電分野、建材分野等の部材として好適に使用可能な、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板に関する。
従来より、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は自動車分野を中心に使用されているが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中には、下地の鋼板よりも延性に乏しいZn−Fe合金層が存在していた。このため、例えば引っ張り強度980MPa以上が要求される場合ではめっき密着性に劣り、プレス成型時などの加工時にめっきが、めっきと下地の鋼板との界面から剥離し易くしやすく、押し疵等の外観不良となり易いため問題視されていた。
このため、めっき密着性を改善する手法として、めっきと下地鋼板の界面の凹凸を大きくする、所謂アンカー効果によって、めっき密着性を向上させる方法が特許文献1に挙げられている。また、特許文献2には、鋼板を加熱後に酸洗処理をし、表面の酸化物層を除去後にめっきをすることで、密着性を改善できると記載されている。
また、特許文献3には、体積分率で30〜90%のフェライト相、5%以上のベイナイト、10%以下のマルテンサイト、および5〜30%の残留オーステナイト相を含む高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献4には、鋼板に含まれる転位の密度が8×1011(個/mm2)以下であり、歪速度0.0067(s−1)での準静的強度(FS1)と、歪速度1000(s−1)での動的強度(FS2)との比からなる静動比(=FS2/FS1)が1.05以上である高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献5には、Fe:8〜12%,Al:0.05〜0.25%.残部Zn組成であって、かつ地鉄界面のΓ相が1.0/μm以下、めっき層表面にη相、ζ相が存在しない特定のめっき層を少くとも片面に有する合金化溶融めっき鋼板が開示されている。
しかしながら、先行技術においては、基本的にめっき密着性の主たる要因である、めっき層と下地の鋼板の延性の差は解決出来ていないため、強加工時には、めっきの剥離が抑制出来なかった。
このため、めっき密着性を改善する手法として、めっきと下地鋼板の界面の凹凸を大きくする、所謂アンカー効果によって、めっき密着性を向上させる方法が特許文献1に挙げられている。また、特許文献2には、鋼板を加熱後に酸洗処理をし、表面の酸化物層を除去後にめっきをすることで、密着性を改善できると記載されている。
また、特許文献3には、体積分率で30〜90%のフェライト相、5%以上のベイナイト、10%以下のマルテンサイト、および5〜30%の残留オーステナイト相を含む高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献4には、鋼板に含まれる転位の密度が8×1011(個/mm2)以下であり、歪速度0.0067(s−1)での準静的強度(FS1)と、歪速度1000(s−1)での動的強度(FS2)との比からなる静動比(=FS2/FS1)が1.05以上である高強度冷延鋼板が開示されている。特許文献5には、Fe:8〜12%,Al:0.05〜0.25%.残部Zn組成であって、かつ地鉄界面のΓ相が1.0/μm以下、めっき層表面にη相、ζ相が存在しない特定のめっき層を少くとも片面に有する合金化溶融めっき鋼板が開示されている。
しかしながら、先行技術においては、基本的にめっき密着性の主たる要因である、めっき層と下地の鋼板の延性の差は解決出来ていないため、強加工時には、めっきの剥離が抑制出来なかった。
本発明の目的は、加工時のめっき剥離を抑制出来る、高強度(例えば、引っ張り強度980MPa以上)の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。
本発明の他の目的は、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を提供することにある。
本発明の他の目的は、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を提供することにある。
本発明者らは鋭意検討の結果、鋼板の組織制御によって鋼板自体の延性を低下させ、さらにめっき相中のΓ1相とΓ相の量を制御してめっき自体の延性を増加させることで、めっき剥離を抑制出来ることを見出した。
本発明者は、上記知見に基づいて更なる研究を重ねた結果、合金化溶融亜鉛めっき層中に存在するΓ1相とΓ相の合計厚みを2μm以下とし、さらにZn−Fe合金相の中で最も延性に乏しいΓ1相の厚みをΓ相よりも小さくすることで、一層めっき密着性を向上出来ることをも見出した。
本発明者の知見によれば、本発明において上記の効果が得られるメカニズムは、以下のように推定される。
すなわち、基本的に、めっき層の延性を向上させたとしても、合金化溶融亜鉛めっき層中のめっきと下地鋼板の界面に不可避的に生成するΓ1相(Fe5Zn21、Fe含有率18%以上、24%未満)とΓ相(Fe3Zn10、Fe24%以上、32%以下)の延性を下地鋼板の延性よりも大きくすることは困難であるため、加工時の下地鋼板の変形にめっきが追従出来ずにめっき剥離が生ずることを、本発明者は見出した。
これに対して、鋼板の組織制御によって鋼板自体の延性を低下させ、さらにめっき相中のΓ1相とΓ相の量を制御してめっき自体の延性を増加させた場合には、めっき剥離を抑制出来ることを本発明者は見出した。本発明者は、更に、鋼板自体の延性低下によって、従来よりも加工性が低下し下地鋼板自体に早期に割れが発生し、破断に至る可能性もことが想定されるものの、本発明においてΓ1相とΓ相の量を制御しためっきを付与することで、従来同等以上に破断を抑制出来ることをも見出した。
このような現象を生ずる理由については必ずしも明確ではないが、下地鋼板の割れは早期に発生する可能性があるものの、延性に優れるめっきが鋼板上に存在することで、割れ部への応力集中が抑制されるためと、本発明者は推定している。
すなわち、基本的に、めっき層の延性を向上させたとしても、合金化溶融亜鉛めっき層中のめっきと下地鋼板の界面に不可避的に生成するΓ1相(Fe5Zn21、Fe含有率18%以上、24%未満)とΓ相(Fe3Zn10、Fe24%以上、32%以下)の延性を下地鋼板の延性よりも大きくすることは困難であるため、加工時の下地鋼板の変形にめっきが追従出来ずにめっき剥離が生ずることを、本発明者は見出した。
これに対して、鋼板の組織制御によって鋼板自体の延性を低下させ、さらにめっき相中のΓ1相とΓ相の量を制御してめっき自体の延性を増加させた場合には、めっき剥離を抑制出来ることを本発明者は見出した。本発明者は、更に、鋼板自体の延性低下によって、従来よりも加工性が低下し下地鋼板自体に早期に割れが発生し、破断に至る可能性もことが想定されるものの、本発明においてΓ1相とΓ相の量を制御しためっきを付与することで、従来同等以上に破断を抑制出来ることをも見出した。
このような現象を生ずる理由については必ずしも明確ではないが、下地鋼板の割れは早期に発生する可能性があるものの、延性に優れるめっきが鋼板上に存在することで、割れ部への応力集中が抑制されるためと、本発明者は推定している。
すなわち、本発明は伸びと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である。本発明は、例えば、以下の態様を含むことができる。
〔1〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上〜60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1層の厚みTγ1と、Γ層の厚みTγとの合計厚みが2μm以下であり、かつ、Γ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)が1以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上〜60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1層の厚みTγ1と、Γ層の厚みTγとの合計厚みが2μm以下であり、かつ、Γ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)が1以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
〔2〕 前記合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層の厚みTζと、δ層厚みTδの合計厚みと、Γ1層とΓ層の合計厚みの比率、{(Tζ+Tδ)/(Tγ1+Tγ)}が、1.5以上、90以下であることを特徴とする〔1〕に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
〔3〕 さらに、鋼板中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする〔1〕または〔2〕に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
〔4〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し、
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、その後冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、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で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、めっき処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
その後、合金化処理をするに際し、前記鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間が、0.5秒以上6秒以下の範囲にあり、
前記めっき層の合金化加熱温度が440℃以上、600℃以下の範囲にあることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここで、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。
〔3〕 さらに、鋼板中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする〔1〕または〔2〕に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
〔4〕 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し、
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、その後冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、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で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、めっき処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
その後、合金化処理をするに際し、前記鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間が、0.5秒以上6秒以下の範囲にあり、
前記めっき層の合金化加熱温度が440℃以上、600℃以下の範囲にあることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここで、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。
本発明によれば、高強度(例えば、引っ張り強度980MPa以上)のめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提供される。本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、その製造も比較的容易で安定的に実施できる。このため、該高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適に使用可能であり、産業上の価値は極めて大きい。
以下、順に本発明を説明する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、%は質量%を意味する。
まず、成分の限定理由について説明する。なお、%は質量%を意味する。
C:Cは、鋼板の強度を上昇できる元素である。しかしながら、0.1%未満であると980MPa以上の引張強度と加工性を両立することが難しくなる。一方、0.40%超となるとスポット溶接性の確保が困難となる。このため、その範囲を0.1〜0.40%とする。このC含有量は、0.13〜0.3であることが好ましく、0.19〜0.28であることが更に好ましい。
Si:Siは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。また、セメンタイトの析出を抑制することから、残留オーステナイトの安定化に寄与することから添加は必須である。0.01%未満では高強度化の効果が小さく、また0.5%を超えると加工性が低下する。従って、Si含有量は0.01〜0.5%の範囲とする。Si含有量は、0.2〜0.45%であることが好ましく、0.25〜0.42%であることが更に好ましい。
Mn:Mnは、強化元素であり、鋼板の強度を上昇させることに有効である。しかしながら、1.0%未満であると980MPa以上の引張強度を得ることが困難である。逆に多いと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、3.0%を上限とする。従って、Mn含有量は1.0〜3.0%の範囲とする。Mn含有量は、2.0〜2.7%であることが好ましく、2.1〜2.45%であることが更に好ましい。
O:Oは、酸化物を形成し、伸び、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0.006%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0.006%以下とする。すなわち、Oは不純物として0.006%以下に制限する。O含有量は、0.004%以下であることが好ましく、0.003%以下であることが更に好ましい。他方、O含有量を0.0001%未満とすることは、過度のコスト高を招き経済的に好ましくないことから、これが実質的な下限である。
P: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。0.04%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0.04%以下とする。すなわち、Pは不純物として0.04%以下に制限する。P含有量は、0.03%以下であることが好ましく、0.025%以下であることが更に好ましい。P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。
S: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%以下とする。すなわち、Sは不純物として0.01%以下に制限する。S含有量は、0.008%以下であることが好ましく、0.006%以下であることが更に好ましい。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、曲げ性や穴拡げ性を劣化するため出来るだけ少なくすることが好ましい。
Al: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。0.1%未満ではその効果が不十分である。一方、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含有量は、0.1%以上、3.0%以下とする。Al含有量は、0.2〜1.5%であることが好ましく、0.3〜1.0%が更に好ましい。
N: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%以下とする。N含有量は、0.008%以下であることが好ましく、0.006%以下であることが更に好ましい。溶接時のブローホール発生を少なくする観点からは、N含有量は少ない方が良い。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。
Cr: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、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1.0%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1.0%とする。Cr含有量は、0.5%以下であることが好ましく、0.45%以下であることが更に好ましい。
Ni: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、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1.0%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1.0%とする。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。Ni含有量は、0.6%以下であることが好ましく、0.52%以下であることが更に好ましい。
Cu: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、0.05%未満ではこれらの効果が得られないため下限値を0.05%とする。逆に、1.0%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1.0%とした。加えて、溶融めっきの濡れ性の向上や合金化反応の促進をもたらすことから添加しても良い。Cu含有量は、0.5%以下であることが好ましく、0.35%以下であることが更に好ましい。
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0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.3%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0.3%とする。Nb含有量は、0.005%〜0.25%であることが好ましく、0.005%〜0.20%であることが更に好ましい。
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0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.3%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0.3%とする。Ti含有量は、0.005〜0.25%であることが好ましく、0.005〜0.20%であることが更に好ましい。
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0.005%未満ではこれらの効果が得られないため、下限値を0.005%とする。0.5%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0.5%とする。V含有量は、0.005〜0.4%であることが好ましく、0.005〜0.3%であることが更に好ましい。
Bは、0.0001%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0.01%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0.01%とする。
Ca、Mg、REMから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0005〜0.04%添加できる。Ca、Mgおよび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0.0005%以上含有することが好ましい。ここに、REMとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、Ca、MgおよびREMの含有量が合計で0.04%を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、この含有量を合計で0.0005〜0.04%とする。
なお、本発明において、REM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。
Ca、Mg、REMから選ばれる1種または2種以上を合計で0.0005〜0.04%添加できる。Ca、Mgおよび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0.0005%以上含有することが好ましい。ここに、REMとは、Rare Earth Metalである。しかしながら、Ca、MgおよびREMの含有量が合計で0.04%を超えると、成形加工性の悪化の原因となる。そのため、この含有量を合計で0.0005〜0.04%とする。
なお、本発明において、REM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。
次に、鋼材の組織について説明する。
本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの含有量の合計は、体積分率で40%以上である。ベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計は、伸びと強度を確保させるために必要であり、下限値を40%とする。
本鋼板では、ベイナイトとマルテンサイトの含有量の合計は、体積分率で40%以上である。ベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計は、伸びと強度を確保させるために必要であり、下限値を40%とする。
また、本発明の鋼板は、体積分率8%以上60%以下の残留オーステナイトを含む必要がある。残留オーステナイトを含むことで、高強度化と更なる延性の向上が同時に達成される。体積分率が8%未満では、その効果が得難いことから、その下限を8%以上とする。上限を60%以下としたのは、60%超とすると、ベイナイトもしくはマルテンサイトの体積分率が40%未満となり十分な伸びと強度を確保出来ないためである。残留オーステナイト(γ)は、9〜40%であることが好ましく、10〜35%であることが更に好ましい。
また、フェライトは40%未満とする必要がある。フェライトは延性を向上させるが、40%以上とすると強度を確保できない。フェライトの形態としてはポリゴナルフェライトの他に、アシキュラーフェライトを含んでも良い。
また、本発明における残不可避的組織とは、パーライト組織を指す。
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、マルテンサイト、ベイナイト、オーステナイト、パーライトおよび残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開59−219473号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延方向直角方向断面を腐食して、1000倍の光学顕微鏡観察及び1000〜100000倍の走査型および透過型電子顕微鏡により定量化が可能である。各20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。
次に合金化溶融亜鉛めっき層の構造について説明する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1相の厚みTγ1と、Γ相の厚みTγの合計は、図1に示すように2μm以下とする必要がある。Γ1相、Γ相のいずれも合金化溶融亜鉛めっき時に不可避的に生成するものであるが、その合計厚みが2μm超では延性が不十分でめっき密着性が劣化する。Γ1相とΓ相の厚みの合計は、Tγ1+Tγ=0.1〜1.9μmであることが好ましく、0.1〜1.5μmであることが更に好ましい。このΓ1相とΓ相は薄ければ薄い方が好ましいが、Γ1相およびΓの生成を十分抑制するには製造に困難を伴うため、実製造上の観点から、Tγ1+Tγの下限値は0.1μmとすることが好ましい。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1相の厚みTγ1と、Γ相の厚みTγの合計は、図1に示すように2μm以下とする必要がある。Γ1相、Γ相のいずれも合金化溶融亜鉛めっき時に不可避的に生成するものであるが、その合計厚みが2μm超では延性が不十分でめっき密着性が劣化する。Γ1相とΓ相の厚みの合計は、Tγ1+Tγ=0.1〜1.9μmであることが好ましく、0.1〜1.5μmであることが更に好ましい。このΓ1相とΓ相は薄ければ薄い方が好ましいが、Γ1相およびΓの生成を十分抑制するには製造に困難を伴うため、実製造上の観点から、Tγ1+Tγの下限値は0.1μmとすることが好ましい。
また、Γ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)は、図1に示すように1以下である必要がある。1を超える場合は極めて延性に劣るΓ1相の影響が大きく、めっき剥離を抑制出来ない。この比率(Tγ1/Tγ)は、0.9以下であることが好ましく、0.8以下であることが更に好ましい。このΓ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)は小さければ小さいほどめっき密着性の向上には好ましいが、Γ1相の生成を十分抑制する一方でΓ相の厚みを大きくすることは製造上難しいので、実製造上の観点から下限値は0.005とする事が好ましい。
また、合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層(FeZn13)の厚みTζと、δ層(FeZn7)の厚みTδの合計厚みと、Γ1層とΓ層の合計厚み(Tγ1+Tγ)の比率、すなわち{(Tζ+Tδ)/(Tγ1+Tγ)}は、図1に示すように1.5以上、90以下とすることが好ましい。1.5未満であると、延性に乏しいΓ1相とΓ相の影響代が大きく、めっき密着性がやや劣る。90超ではもはやその効果は飽和し、その制御には製造上の制約が大きくなるため、90以下とすることが好ましい。この比率、{(Tζ+Tδ)/(Tγ1+Tγ)}は、2〜80であることが好ましく、3〜75であることが更に好ましい。
これら合金化溶融亜鉛めっき層中の各合金層の厚みの測定方法については、種々の方法があるが、例えば「顕微鏡断面試験法」(JIS H 8501)が挙げられる。これは、試料の断面を埋め込み研磨した後、必要に応じて腐食液でエッチングし、研磨面を光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡(SEM)、電子線マイクロアナライザー(EPMA)等で分析し厚みを求める方法である。
本発明においては、テクノビット4002(株式会社マルトー社製)に埋め込み、#240、#320、#400、#600、#800、#1000の研磨紙(JIS R 6001)で順に研磨した後、研磨面をナイタール液(0.5%硝酸エタノール溶液)で10秒浸すことでエッチングし、SEMで観察することで各合金相の厚みを求めた。
ただし、ここで言う各合金相の厚みとは、互いに1mm以上離れた任意の10箇所の位置のめっき層から各合金相の厚みをそれぞれ求め、求めた合金相の厚み各々で平均した値を意味する。
また合金相のζ相(FeZn13),δ1相(FeZn7),Γ1相(Fe5Zn21),Γ相(Fe3Zn10)は、組成、構造がそれぞれ異なるため、EPMAやX線回折法(XRD)、透過型電子顕微鏡(TEM)などで分析し、各合金相の種類を同定することが出来る。
本発明においては、TEMで分析することで各合金相の種類を同定した(例えば、Hong, M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や;Kato, T., Hong, M.H., Nunome, K., Sasaki, K., Kuroda, K., and Saka, H.;1998,Thin Solid Films,319,132に記載のものと同様の分析である)。よって、このTEMによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。
本発明においては、テクノビット4002(株式会社マルトー社製)に埋め込み、#240、#320、#400、#600、#800、#1000の研磨紙(JIS R 6001)で順に研磨した後、研磨面をナイタール液(0.5%硝酸エタノール溶液)で10秒浸すことでエッチングし、SEMで観察することで各合金相の厚みを求めた。
ただし、ここで言う各合金相の厚みとは、互いに1mm以上離れた任意の10箇所の位置のめっき層から各合金相の厚みをそれぞれ求め、求めた合金相の厚み各々で平均した値を意味する。
また合金相のζ相(FeZn13),δ1相(FeZn7),Γ1相(Fe5Zn21),Γ相(Fe3Zn10)は、組成、構造がそれぞれ異なるため、EPMAやX線回折法(XRD)、透過型電子顕微鏡(TEM)などで分析し、各合金相の種類を同定することが出来る。
本発明においては、TEMで分析することで各合金相の種類を同定した(例えば、Hong, M.N., and Saka,H.;1998,Proc. 4th Intern. Conf. On Zn and Zn Alloy Coated Steel Sheet, Galvatech‘98,p.248や;Kato, T., Hong, M.H., Nunome, K., Sasaki, K., Kuroda, K., and Saka, H.;1998,Thin Solid Films,319,132に記載のものと同様の分析である)。よって、このTEMによる分析方法の詳細に関しては、必要に応じて、これらの文献を参照することができる。
上記の合金化溶融亜鉛めっき相中の各層の厚みの測定方法については、「断面組織観察法」を使用して、各層の厚みを測定することもできる。ここに、「断面組織観察法」とは、試料を埋め込み研磨した後、腐食液で、例えばナイタールやインヒビターを添加した0.5%塩酸等でエッチングし、光学顕微鏡や走査型電子顕微鏡で観察される組織から求める方法である。各組織の厚みは、長さ10mmの観察範囲における任意の10箇所の厚みの平均値とすることができる。また、これらの観察された組織については、EPMAやX線回折法、透過型電子顕微鏡等で組成あるいは構造を調査し、合金相の種類を同定することができる。この断面組織観察においては、EPMAでその組織を調査することが好ましい。
次に本発明の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の製造方法について説明する。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
熱間圧延に先行する製造方法は特に限定するものではない。すなわち、高炉や電炉等による溶製に引き続き各種の2次製錬を行い、次いで、通常の連続鋳造、インゴット法による鋳造の他、薄スラブ鋳造などの方法で鋳造すればよい。連続鋳造の場合には一度低温まで冷却したのち、再度加熱してから熱間圧延しても良いし、鋳造スラブを連続的に熱延しても良い。原料にはスクラップを使用しても構わない。
熱延スラブ加熱温度は、特に定めることなく、本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、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。また、過度に低温で加熱すると仕上げ圧延温度をAr3温度以上とすることが困難となることから、下限温度を1100℃とすることが望ましい。
仕上げ圧延温度はオーステナイト+フェライトの2相域になると、鋼板内の組織不均一性が大きくなり、焼鈍後の成形性が劣化するので、Ar3温度以上が望ましい。なお、Ar3温度は次の式により計算する。
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)
圧延後の冷却については特に規定はせず、それぞれの目的にあった組織制御を行うための冷却パターンをとっても本発明の効果を得ことができる。
巻き取り温度は700℃以下にする必要がある。700℃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し、残留オーステナイトが本発明の範囲とならず、本発明の範囲の下地鋼板が得られないだけでなく、焼鈍後の組織不均一性が大きくなり、最終製品の材質異方性が大きくなる傾向がある。本発明においては、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ことが好ましい。また、700℃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、本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、室温以下の温度で巻き取ることは技術的に難しいので、これが実質的な下限となる。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。
熱延後の鋼板については、通常、酸洗処理にて表面のスケールを除去する。一回の酸洗でも良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。
酸洗した熱延鋼板は、通常、冷間圧延をする。圧下率は40%以上、80%以下が好ましい。圧下率が40%未満では、形状を平坦に保つことが困難であり、また、最終製品の延性が劣悪となる。一方、80%を越える冷延は、冷延荷重が大きくなりすぎてしまい、冷延が困難となる。圧延パスの回数、各パス毎の圧下率については特に規定することなく、本発明の効果を発揮させることができる。
冷間圧延した鋼板は、通常、連続焼鈍めっきラインで焼鈍およびめっきをする。通板する際の加熱速度は、特に定めることなく本発明の効果を発揮させることができる。しかしながら、0.5℃/秒未満の加熱速度は、生産性が大きく損なわれることから好ましくない。一方、100℃超とすることは、過度の設備投資を招き、経済的に好ましくない。
最高加熱温度(焼鈍温度)は、750℃以上、900℃以下とする必要がある。最高加熱温度が750℃未満になると、熱延時に形成した炭化物が再固溶するのに時間がかかりすぎてしまい炭化物、あるいは、その一部が残存することから、980MPa以上の強度が確保し難く、本発明の範囲の下地鋼板が得られない。このことから、750℃が最高加熱温度の下限である。一方、過度の高温加熱は、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくないばかりでなく、高温通板時の板形状が劣悪になったり、ロールの寿命を低下させたりとトラブルを誘発することから、最高加熱温度の上限を900℃とする。
この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、炭化物の溶解のために、10秒以上の熱処理が望ましい。一方、熱処理時間が600秒超となると、コストの上昇を招くことから経済的に好ましくない。熱処理についても、最高加熱温度にて等温保持を行っても良いし、傾斜加熱を行い最高加熱温度に到達した後、直ちに、冷却を開始したとしても、本発明の効果を発揮させることができる。
上記焼鈍終了後、通常、めっき浴浸漬温度まで冷却する。最高加熱温度から750℃までの平均冷却速度は、0.1℃/秒以上、200℃/秒以下とすることが望ましい。冷却速度が、0.1℃/秒未満とすることは、生産性が大きく損なわれることから望ましくない。過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を200℃/秒とすることが好ましい。
500℃以上、750℃以下の範囲における冷却速度は、3℃/秒以上、200℃/秒以下とする必要がある。冷却速度が小さすぎると、冷却過程にてオーステナイトがパーライト組織へと変態することから、8%以上のオーステナイト体積率の確保が困難となることから、下限を3℃/秒以上とした。冷却速度を大きくしたとしても、材質上なんら問題はないが、過度に冷却速度を上げる事は、製造コスト高を招くこととなるので、上限を200℃/秒とすることが好ましい。冷却方法については、ロール冷却、空冷、水冷およびこれらを併用したいずれの方法でも構わない。
その後、350℃以上、500℃以下の範囲において、10秒以上、1000秒以下の範囲で保持することで、ベイナイト変態を起こさせ、残留オーステナイトを安定化する。保持温度の上限を500℃とするのは、この温度以下でベイナイト変態が起こるためである。尚、350℃未満の温度での保持は、ベイナイト変態に長時間を要することから、設備が過大となり、生産性に劣る。このことから、保持温度は、350℃以上、500℃以下の範囲とする必要がある。下限を10秒としたのは、10秒未満の保持では、ベイナイト変態の進行が十分でなく、残留オーステナイトを安定化することができず、優れた成形性を得ることが出来難いからである。一方、1000秒を超える保持は、生産性が低下することから好ましくない。なお、保持とは、等温保持のみを指すのではなく、この温度域での除冷や加熱も含む。
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好ましい。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だけでなく、下地鋼板とめっきとの界面に脆いΓ1相が生成し易いことから、下限を(溶融亜鉛めっき浴温度−40)℃とする。但し、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。他方、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、めっきと下地鋼板との界面にFe−Al合金層が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、Γ1相とΓ相が生成し易くなり、本発明の範囲の硬度を有するめっきが得られない。尚、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。
鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気は、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの対数log(PH2O/PH2)の値が、−5以上−2以下、窒素含有量が95体積%以上の窒素雰囲気である。log(PH2O/PH2)の値が−5未満では、経済上好ましくないことに加え、鋼板表面やめっき浴表面の反応性が高くなり、その後の合金化処理工程でのΓ、Γ1が厚く形成され本発明の範囲のめっきが得られない。一方、log(PH2O/PH2)の値が−2超ではめっき浴面にZnの酸化物が形成され、めっき層のΓ、Γ1の形成が阻害されるため本発明の範囲のめっきが得られないことに加え、めっきが鋼板に付着せず不めっきを生じてしまう。窒素含有量が95体積%未満では、雰囲気中の水蒸気と水素の割合が多くなり、経済上及び安全上好ましくない。雰囲気中に水素の割合が多くなると、鋼板が脆化し延性が低下するため好ましくない。ここで言う、鋼板をめっき浴浸漬時の雰囲気とは、鋼板をめっき浴に浸漬する時間を基点として、少なくともめっき浴に浸漬される10s以上前の間の炉内の雰囲気を意味し、最大で連続焼鈍めっきラインの焼鈍からめっき浴に浸漬する間の雰囲気全体を意味する。
めっき層の特性を制御するため、めっき浴のAl濃度WAl、Fe濃度WFeは質量%で下記関係式(1)および(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴である。
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
WFeが0.01未満では、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。WFeが0.05超では、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が十分に生成せず、本発明の範囲のめっきが得られないことに加え、めっき浴にFe2Al5のトップドロスが形成されめっき後の外観を低下させる。
(WAl−WFe)を0.07以上、0.30以下にする理由は、(WAl−WFe)が0.07未満ではめっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、本発明の範囲のめっきが得られないからである。一方、(WAl−WFe)が0.30超では合金化が遅く、生産性に劣るだけでなく、めっき全体が合金化するまで加熱した場合に、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成してしまい、本発明の範囲の硬度を有するめっきが得られない。
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
WFeが0.01未満では、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。WFeが0.05超では、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が十分に生成せず、本発明の範囲のめっきが得られないことに加え、めっき浴にFe2Al5のトップドロスが形成されめっき後の外観を低下させる。
(WAl−WFe)を0.07以上、0.30以下にする理由は、(WAl−WFe)が0.07未満ではめっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、本発明の範囲のめっきが得られないからである。一方、(WAl−WFe)が0.30超では合金化が遅く、生産性に劣るだけでなく、めっき全体が合金化するまで加熱した場合に、めっき層と鋼板界面にΓ1相とΓ相が厚く生成してしまい、本発明の範囲の硬度を有するめっきが得られない。
めっき層の合金化加熱温度は440℃以上、600℃以下とする。合金化処理温度が440℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪いだけでなく、脆いΓ1相が優先生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。600℃を超えると、炭化物が形成し、オーステナイト体積率を減少させ、980MPa以上の引張最大強度と優れた延性の確保が難しくなるだけでなく、Γ1相とΓ相が2μm超生成し、本発明の範囲のめっきが得られない。好ましい範囲は、480℃以上、580℃以下、より好ましくは520℃以上560℃以下である。
また、鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間は、0.5秒以上6秒以下とする。6秒を超える場合は、めっきと下地鋼板との界面にFe−Al合金層が厚く生成し、その後の合金化加熱に負荷がかかるだけでなく、脆いΓ1相が生成し易くなる上に、ζ相とδ相の生成量が少なく、本発明の範囲の密着性のよいめっきを得ることが出来難くなる。脆いΓ1相の生成抑制には、鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間は短いほど好ましいが、0.5秒未満は製造上の負荷が大きいため、下限を0.5秒とする。好ましい範囲は上限が5秒以下、より好ましくは4秒以下である。
本発明の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、水冷帯にて水冷の後、表2に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、2〜4.5mmの範囲とした。
熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が1.2mmとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。
その後、これらの冷延板に表2に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から500〜750℃までを表2の冷却速度で冷却し、その後、350℃〜500℃の温度範囲で5〜300秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、
各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約45g/m2とした。最後に、得られた鋼板について0.4%の圧下率でスキンパス圧延を行った。
表1に示す成分を有するスラブを、1200℃に加熱し、水冷帯にて水冷の後、表2に示す温度で巻き取った。熱延板の厚みは、2〜4.5mmの範囲とした。
熱延板を酸洗した後、冷間圧延後の板厚が1.2mmとなるように、所定の冷延率で冷延を行い、冷延板とした。
その後、これらの冷延板に表2に示す条件で連続合金化溶融亜鉛めっき設備で、熱処理と溶融亜鉛めっき処理を施した。焼鈍温度から500〜750℃までを表2の冷却速度で冷却し、その後、350℃〜500℃の温度範囲で5〜300秒保持を行った後、所定の条件に制御した亜鉛めっき浴に浸漬し、
各条件にて合金化処理を行い、室温まで冷却した。その際の目付け量としては、両面とも約45g/m2とした。最後に、得られた鋼板について0.4%の圧下率でスキンパス圧延を行った。
引張試験は、1.2mm厚の板から圧延方向に直角方向及び平行にJIS5号試験片を採取し、引張特性を評価した。得られた伸びの値から、圧延方向に平行な方向に引張り試験を行った場合の伸び(L−El)と、垂直な方向に引張り試験を行った場合の伸び(C−El)の差(ΔEl)を算出した。各5本引張試験を行ない、各値の平均値を求め、その平均値から引っ張り強度(TS)を算出した。なお、材質の異方性が大きい鋼板に関しては、伸びの値がばらつく傾向にあった。
めっき密着性は、任意の位置、方向で40×100mmに切断した鋼板を、90度に折り曲げ(曲げ半径R=1mmまたは3mm)加工した後、平に戻し、曲げ部にテープを貼った後、直ちに剥がし、テープに付着しためっきの剥離幅を測定しめっき密着性の良否を下記の基準で評価し、「○」と「△」を合格とした。
○:めっき剥離なし
△:めっき剥離僅かにあり(剥離幅:0mm超5mm以下)
×:めっき剥離大(剥離幅:5mm超)
めっき密着性は、任意の位置、方向で40×100mmに切断した鋼板を、90度に折り曲げ(曲げ半径R=1mmまたは3mm)加工した後、平に戻し、曲げ部にテープを貼った後、直ちに剥がし、テープに付着しためっきの剥離幅を測定しめっき密着性の良否を下記の基準で評価し、「○」と「△」を合格とした。
○:めっき剥離なし
△:めっき剥離僅かにあり(剥離幅:0mm超5mm以下)
×:めっき剥離大(剥離幅:5mm超)
測定した引張特性、めっき性状を表2に示す。本発明の鋼板は、いずれもめっき密着性に優れていることがわかる。
本発明によれば、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供される。該高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造も比較的容易で、安定的に実施できる。このため、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特に、近年の軽量化を目指す自動車用の鋼板として最適であり、産業上の価値は極めて大きい。
Claims (4)
- 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼板であって、
さらに、当該鋼板の組織が体積分率でベイナイトとマルテンサイトの含有率の合計を40%以上とし、残留オーステナイトを8%以上〜60%以下含有し、且つフェライトを40%未満含有し、残部不可避的組織より成る鋼板の表面に合金化溶融亜鉛めっきが施された合金化溶融亜鉛めっき鋼板であり、
前記合金化溶融亜鉛めっき層中のΓ1層の厚みTγ1と、Γ層の厚みTγとの合計厚みが2μm以下であり、かつ、Γ1相とΓ相の厚みの比率(Tγ1/Tγ)が1以下であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 前記合金化溶融亜鉛めっき層中のζ層の厚みTζと、δ層厚みTδの合計厚みと、Γ1層とΓ層の合計厚みの比率、{(Tζ+Tδ)/(Tγ1+Tγ)}が、1.5以上、90以下であることを特徴とする請求項1に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、鋼板中に質量%で、
Cr:0.05%以上、1.0%以下、
Ni:0.05%以上、1.0%以下、
Cu:0.05%以上、1.0%以下、
Nb:0.005%以上、0.3%以下、
Ti:0.005%以上、0.3%以下、
V:0.005%以上、0.5%以下、
B:0.0001%以上、0.01%以下、
Ca:0.0005%以上、0.04%以下、
Mg:0.0005%以上、0.04%以下、
La:0.0005%以上、0.04%以下、
Ce:0.0005%以上、0.04%以下、
Y:0.0005%以上、0.04%以下、
の1種または2種以上を含有することを特徴とする請求項1または2に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。 - 質量%で、
C:0.10%以上、0.4%以下、
Si:0.01%以上、0.5%以下、
Mn:1.0%以上、3.0%以下、
O:0.006%以下、
P:0.04%以下、
S:0.01%以下、
Al:0.1以上、3.0%以下、
N:0.01%以下を含有し、残部Feおよび不可避不純物からなる鋼材を1100〜1300℃に加熱し、仕上げ圧延温度がAr3温度以上で熱間圧延処理を施し、
前記熱間圧延後の鋼板を、巻き取り温度700℃以下で巻き取り、その後冷間圧延し;
前記冷間圧延後の鋼板を、最高加熱温度750℃〜900℃で焼鈍し;
前記焼鈍後の鋼板を、500〜750℃の範囲における冷却速度が3〜200℃/秒でめっき浴浸漬温度まで冷却し、その後350〜500℃で10〜1000秒で保持し;
めっき浴浸漬する際の鋼板温度が、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で、前記鋼板を、水素分圧PH2、水蒸気分圧PH2Oの比の対数log(PH2O/PH2)の値が−5以上−2以下、窒素含有量が95質量%以上の窒素雰囲気中で、Al濃度WAl、Fe濃度WFeが質量%で下記関係式(1)、(2)を満足する溶融亜鉛めっき浴中に浸漬し、めっき処理し、
0.01≦WFe≦0.05・・・(1)
0.07≦(WAl−WFe)≦0.30・・・(2)
その後、合金化処理をするに際し、前記鋼板がめっき浴から出てから合金化加熱炉に入るまでの時間が、0.5秒以上6秒以下の範囲にあり、
前記めっき層の合金化加熱温度が440℃以上、600℃以下の範囲にあることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
ここで、Ar3=901−325×C+33×Si−92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)であり、C、Si、Mn、Ni、Cr、Cu、Moは、それぞれの成分の含有量(質量%)を示し、含有していない場合は0とする。
Priority Applications (1)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2013516045A JP5304966B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-09-28 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (4)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
JP2011217145 | 2011-09-30 | ||
JP2011217145 | 2011-09-30 | ||
JP2013516045A JP5304966B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-09-28 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
PCT/JP2012/075198 WO2013047810A1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-09-28 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
JP5304966B1 JP5304966B1 (ja) | 2013-10-02 |
JPWO2013047810A1 true JPWO2013047810A1 (ja) | 2015-03-30 |
Family
ID=47995833
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
JP2013516045A Active JP5304966B1 (ja) | 2011-09-30 | 2012-09-28 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US9181598B2 (ja) |
EP (1) | EP2762602B1 (ja) |
JP (1) | JP5304966B1 (ja) |
KR (1) | KR101609331B1 (ja) |
CN (1) | CN103827343B (ja) |
BR (1) | BR112014007543B1 (ja) |
CA (1) | CA2849286C (ja) |
ES (1) | ES2686569T3 (ja) |
MX (1) | MX352497B (ja) |
PL (1) | PL2762602T3 (ja) |
RU (1) | RU2576567C2 (ja) |
TW (1) | TWI507535B (ja) |
WO (1) | WO2013047810A1 (ja) |
ZA (1) | ZA201402308B (ja) |
Families Citing this family (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
EP2971209B1 (en) | 2013-03-11 | 2017-04-05 | Tata Steel IJmuiden B.V. | High strength hot dip galvanised complex phase steel strip |
MX2016012677A (es) * | 2014-03-31 | 2016-12-14 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Material de acero estampado en caliente. |
WO2015152284A1 (ja) * | 2014-03-31 | 2015-10-08 | 新日鐵住金株式会社 | ホットスタンプ鋼材 |
KR101950618B1 (ko) | 2014-11-05 | 2019-02-20 | 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 | 용융 아연 도금 강판 |
TWI589709B (zh) | 2014-11-05 | 2017-07-01 | 新日鐵住金股份有限公司 | 熔融鍍鋅鋼板 |
BR112017008043A2 (pt) | 2014-11-05 | 2017-12-19 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | chapa de aço galvanizada por imersão a quente |
CN105239074B (zh) * | 2015-06-10 | 2018-02-13 | 浙江连翔五金科技股份有限公司 | 电缆桥架表面处理方法 |
KR102035525B1 (ko) * | 2016-06-27 | 2019-10-24 | 한국기계연구원 | 필름형 잔류 오스테나이트를 포함하는 강재 |
WO2019189842A1 (ja) * | 2018-03-30 | 2019-10-03 | Jfeスチール株式会社 | 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法 |
CN111902552B (zh) * | 2018-03-30 | 2022-06-14 | 日本制铁株式会社 | 合金化热浸镀锌钢板 |
JP6631765B1 (ja) * | 2018-05-01 | 2020-01-15 | 日本製鉄株式会社 | 亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 |
EP3922739B1 (en) * | 2019-02-06 | 2023-05-03 | Nippon Steel Corporation | Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same field |
WO2020245626A1 (en) * | 2019-06-03 | 2020-12-10 | Arcelormittal | Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof |
WO2021116741A1 (en) * | 2019-12-13 | 2021-06-17 | Arcelormittal | Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof |
BR112022011909A2 (pt) | 2019-12-17 | 2022-11-22 | Momentive Performance Mat Gmbh | Compostos de ácido graxo poliméricos não iônicos para o tratamento de substratos à base de aminoácidos fibrosos, especialmente cabelos |
CN115323275B (zh) * | 2022-09-05 | 2023-07-04 | 东北大学 | 一种高强高韧的稀土温轧低碳低锰trip钢及其制备方法 |
Family Cites Families (16)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPS59219473A (ja) | 1983-05-26 | 1984-12-10 | Nippon Steel Corp | カラ−エツチング液及びエツチング方法 |
JPS6468456A (en) | 1987-09-08 | 1989-03-14 | Nippon Steel Corp | Alloyed and zinc hot dipped steel sheet having excellent powdering resistance and flaking resistance |
JP3557810B2 (ja) * | 1996-09-17 | 2004-08-25 | Jfeスチール株式会社 | 摺動性及び電着塗装時の耐クレータリング性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
JP2002030403A (ja) * | 2000-07-14 | 2002-01-31 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP4655366B2 (ja) | 2000-12-05 | 2011-03-23 | Jfeスチール株式会社 | めっき密着性及び耐食性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
JP3968011B2 (ja) * | 2002-05-27 | 2007-08-29 | 新日本製鐵株式会社 | 低温靱性および溶接熱影響部靱性に優れた高強度鋼とその製造方法および高強度鋼管の製造方法 |
JP2004027263A (ja) * | 2002-06-24 | 2004-01-29 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 表面外観に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 |
JP4325865B2 (ja) | 2003-08-29 | 2009-09-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 加工性に優れた高張力鋼板およびその製法 |
EP1512760B1 (en) | 2003-08-29 | 2011-09-28 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | High tensile strength steel sheet excellent in processibility and process for manufacturing the same |
CN101297051B (zh) | 2005-12-06 | 2010-12-29 | 株式会社神户制钢所 | 耐粉化性优异的高强度合金化熔融镀锌钢板及其制造方法 |
JP4221023B2 (ja) | 2005-12-06 | 2009-02-12 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
JP4781836B2 (ja) * | 2006-02-08 | 2011-09-28 | 新日本製鐵株式会社 | 耐水素脆性に優れた超高強度鋼板とその製造方法及び超高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに超高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
JP5162836B2 (ja) * | 2006-03-01 | 2013-03-13 | 新日鐵住金株式会社 | 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法 |
JP4503001B2 (ja) * | 2006-11-21 | 2010-07-14 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐パウダリング性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
JP5365112B2 (ja) * | 2008-09-10 | 2013-12-11 | Jfeスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
JP5595010B2 (ja) | 2009-10-30 | 2014-09-24 | 株式会社神戸製鋼所 | めっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板、およびその製造方法 |
-
2012
- 2012-09-28 MX MX2014003663A patent/MX352497B/es active IP Right Grant
- 2012-09-28 WO PCT/JP2012/075198 patent/WO2013047810A1/ja active Application Filing
- 2012-09-28 TW TW101135892A patent/TWI507535B/zh not_active IP Right Cessation
- 2012-09-28 PL PL12836371T patent/PL2762602T3/pl unknown
- 2012-09-28 US US14/348,247 patent/US9181598B2/en active Active
- 2012-09-28 CN CN201280047327.3A patent/CN103827343B/zh active Active
- 2012-09-28 KR KR1020147007330A patent/KR101609331B1/ko active IP Right Grant
- 2012-09-28 EP EP12836371.0A patent/EP2762602B1/en active Active
- 2012-09-28 JP JP2013516045A patent/JP5304966B1/ja active Active
- 2012-09-28 CA CA2849286A patent/CA2849286C/en not_active Expired - Fee Related
- 2012-09-28 RU RU2014117653/02A patent/RU2576567C2/ru not_active IP Right Cessation
- 2012-09-28 BR BR112014007543-3A patent/BR112014007543B1/pt not_active IP Right Cessation
- 2012-09-28 ES ES12836371.0T patent/ES2686569T3/es active Active
-
2014
- 2014-03-27 ZA ZA2014/02308A patent/ZA201402308B/en unknown
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP2762602B1 (en) | 2018-06-06 |
ZA201402308B (en) | 2015-03-25 |
WO2013047810A1 (ja) | 2013-04-04 |
CN103827343B (zh) | 2016-01-27 |
RU2576567C2 (ru) | 2016-03-10 |
BR112014007543B1 (pt) | 2020-09-15 |
TW201319267A (zh) | 2013-05-16 |
US9181598B2 (en) | 2015-11-10 |
ES2686569T3 (es) | 2018-10-18 |
CA2849286C (en) | 2015-12-01 |
RU2014117653A (ru) | 2015-11-10 |
EP2762602A4 (en) | 2015-09-02 |
TWI507535B (zh) | 2015-11-11 |
KR20140064893A (ko) | 2014-05-28 |
CA2849286A1 (en) | 2013-04-04 |
CN103827343A (zh) | 2014-05-28 |
MX2014003663A (es) | 2014-04-30 |
PL2762602T3 (pl) | 2018-11-30 |
EP2762602A1 (en) | 2014-08-06 |
KR101609331B1 (ko) | 2016-04-05 |
MX352497B (es) | 2017-11-28 |
JP5304966B1 (ja) | 2013-10-02 |
US20140255725A1 (en) | 2014-09-11 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
JP5304966B1 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
JP5370617B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛めっき鋼板 | |
JP6409917B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
JP4659134B2 (ja) | 穴拡げ性と延性のバランスが極めて良好で、疲労耐久性にも優れた高強度鋼板及び亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの鋼板の製造方法 | |
JP5545414B2 (ja) | 冷延鋼板及び冷延鋼板の製造方法 | |
JP4589880B2 (ja) | 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
JP5114747B2 (ja) | 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 | |
JP3887308B2 (ja) | 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
JP5708884B2 (ja) | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
JP4501699B2 (ja) | 深絞り性と伸びフランジ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
KR20180119638A (ko) | 박강판 및 도금 강판, 그리고 열연 강판의 제조 방법, 냉연 풀하드 강판의 제조 방법, 열 처리판의 제조 방법, 박강판의 제조 방법 및 도금 강판의 제조 방법 | |
JP4528135B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
JP2018090893A (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
JP4360319B2 (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
WO2023153096A1 (ja) | 冷延鋼板 |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
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: 20130528 |
|
A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20130610 |
|
R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 5304966 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |