RU2531216C2

RU2531216C2 - High-strength steel sheet with high proof/ultimate factor, high-strength cold-rolled steel sheet with high proof/ultimate factor, high-strength galvanised steel sheet with high proof/ultimate factor, high-strength dip galvanised steel sheet with high proof/ultimate factor, high-strength annealed dip galvanised steel sheet with high proof/ultimate factor, method of manufacture of high-strength cold-rolled steel sheet with high proof/ultimate factor, method of manufacture of high-strength dip galvanised steel sheet with high proof/ultimate factor, and method of manufacture of high-strength annealed dip galvanised steel sheet with high proof/ultimate factor

Info

Publication number: RU2531216C2
Application number: RU2012143206/02A
Authority: RU
Inventors: Ёсиясу КАВАСАКИ; Хироси ХАСЭГАВА; Синдзиро КАНЭКО; Ясунобу НАГАТАКИ
Original assignee: ДжФЕ СТИЛ КОРПОРЕЙШН
Priority date: 2012-05-11
Filing date: 2012-10-09
Publication date: 2014-10-20
Also published as: MY192691A; JP2013237877A; ZA201209143B; BR102012025656A2; RU2012143206A

Abstract

FIELD: metallurgy.

SUBSTANCE: invention relates to metallurgy, namely to high-strength steel sheet with the proof/ultimate factor 0.6 and more. The sheet is made from steel of the following composition, wt %: C - 0.03-0.20, Si - 1.0 or less, Mn - 1.5-3.0, P - 0.10 or less, S - 0.05 or less, Al - 0.10 or less, N - 0.010 or less, one or several elements from Ti, Nb and V, the total content of which amounts 0.010-1.000%, 0.001-0.01 Ta, the rest is Fe and background impurities. The sheet composition includes ferrite and secondary phase including martensite. The share of the ferrite area amounts 50% or more, and average size of the crystalline grain amounts 18 microns or less. The fraction of the martensite area in the secondary phase amounts 1-7%.

EFFECT: required strength and mouldability with decrease of sheet weight are provided.

20 cl, 6 tbl, 1 ex

Description

Область техники, к которой относится изобретениеFIELD OF THE INVENTION

Настоящее изобретение относится к высокопрочному с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальному листу, высокопрочному с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаному стальному листу, высокопрочному с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованному стальному листу, высокопрочному с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованному погружением стальному листу, высокопрочному с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженному оцинкованному погружением стальному листу, способу изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, способу изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа и способу изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа.The present invention relates to high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of cold rolled steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to high yield strength strength galvanized by immersion galvanized steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to ultimate tensile strength by dipping galvanized steel sheet, a method of manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of cold rolled steel sheet, a method of manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized dipping galvanized steel sheet and a method of manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed tensile strength dipping steel sheet.

Известный уровень техникиPrior art

В области автомобильной промышленности в последние годы с точки зрения охраны окружающей среды является востребованным, например, снижение веса кузова автомобиля для улучшения расхода топлива для снижения выбросов СO₂. Между тем, с точки зрения обеспечения безопасности водителя и пассажиров кузов автомобиля очевидно должен быть более прочным при ударе. Для того чтобы соответствовать этим требованиям, необходимо достичь снижение веса и высокую прочность автомобильного корпуса. Обычно увеличивают прочность и снижают толщину стального листа в качестве материалов автомобильного корпуса, не вызывая проблем с жесткостью автомобильного корпуса. Кроме того, в дополнение к улучшению прочности и снижению толщины стального листа востребованным становится улучшение отношение предела текучести к пределу прочности (YR) для увеличения ударной прочности. Кроме того, например, когда готовый стальной лист является холоднокатаным стальным листом, требуются превосходная обрабатываемость химическим превращением стального листа в дополнение к прочности и пластичности, которые должны быть сохранены. Кроме того, когда стальной лист является оцинкованным погружением стальным листом с применением цинкования погружением, необходимы превосходные свойства покрытия стального листа. Когда готовый стальной лист является отожженным оцинкованным погружением стальным листом, легированным в дополнение к цинкованию погружением, необходимо достичь требуемую прочность и пластичность стального листа после легирования. Как описано выше, для использования стального листа необходимы подходящие свойства, такие как прочность, формуемость, в том числе пластичность, обрабатываемость химическим превращением или свойства покрытия.In the automotive industry in recent years from the viewpoint of environmental protection is sought, for example, weight reduction of the car body to improve the fuel consumption for CO ₂ emissions reduction. Meanwhile, from the point of view of ensuring the safety of the driver and passengers, the car body must obviously be more durable upon impact. In order to meet these requirements, it is necessary to achieve weight reduction and high strength car body. Usually increase the strength and reduce the thickness of the steel sheet as materials of the automobile body, without causing problems with the rigidity of the automobile body. In addition, in addition to improving strength and lowering the thickness of the steel sheet, an improvement in the ratio of yield strength to tensile strength (YR) to increase impact strength is becoming popular. In addition, for example, when the finished steel sheet is a cold rolled steel sheet, excellent workability by chemical conversion of the steel sheet is required in addition to the strength and ductility that must be maintained. In addition, when the steel sheet is a dip galvanized steel sheet using dip galvanizing, excellent coating properties of the steel sheet are required. When the finished steel sheet is annealed galvanized dip steel sheet alloyed in addition to dip galvanizing, it is necessary to achieve the required strength and ductility of the steel sheet after alloying. As described above, the use of a steel sheet requires suitable properties such as strength, formability, including ductility, chemical processability or coating properties.

В общем, при повышении прочности стального листа, формуемость, например пластичность, стального листа снижается. Например, когда элементы, упрочняющие твердый раствор, такие как Mn, Si и p, или элементы, улучшающие прокаливаемость, такие как Cr и Mo, добавляют в сталь для повышения прочности стального листа, формуемость, например пластичность, снижается. Кроме того, эти легирующие элементы, содержащиеся в стальном листе, снижают обрабатываемость химическим превращением или свойства покрытия стального листа, создавая таким образом компромисс между эффектом увеличения прочности стального листа и улучшением обрабатываемости химическим превращением или свойств покрытия стального листа. Поэтому даже когда может быть достигнуто увеличение прочности стального листа, трудно ожидать превосходной обрабатываемости химическим превращением на линии непрерывного отжига (CAL) и превосходных свойств покрытия на линии цинкования погружением (CGL). В частности, когда проводят цинкование погружением стального листа при температуре 450-490°С или применяют легирование стального листа после цинкования погружением, происходит частичное разложение непревращенного аустенита, диспергированного в ферритной основе, и, следовательно, предел прочности (TS) снижается, общее удлинение (EL) снижается и появляется удлинение, соответствующее пределу текучести (YP-EL). Разложение непревращенного аустенита легко происходит, например, с уменьшением содержания Mn, Si, Cr, Mo. С другой стороны, свойства покрытия снижаются, например, вместе с увеличением содержания Mn, Si, Cr, Mo. Как описано выше, в случае когда легирующие элементы просто добавляются к стальному материалу, трудно получить высокопрочный стальной лист с высокой прочностью наряду с превосходной формуемостью и способностью обеспечить превосходные свойства покрытия при цинковании погружением или легировании стального листа.In general, as the strength of the steel sheet increases, the formability, for example ductility, of the steel sheet decreases. For example, when solid solution strengthening elements such as Mn, Si and p, or hardenability improving elements such as Cr and Mo are added to steel to increase the strength of the steel sheet, formability, for example ductility, is reduced. In addition, these alloying elements contained in the steel sheet reduce the chemical processability or coating properties of the steel sheet, thereby creating a compromise between the effect of increasing the strength of the steel sheet and the improvement of the chemical processability or coating properties of the steel sheet. Therefore, even when an increase in the strength of the steel sheet can be achieved, it is difficult to expect superior machinability by chemical conversion on a continuous annealing line (CAL) and excellent coating properties on a dip galvanizing line (CGL). In particular, when galvanizing is carried out by immersion of a steel sheet at a temperature of 450-490 ° C or alloying of a steel sheet is used after galvanizing by immersion, partial decomposition of unconverted austenite dispersed in a ferritic base occurs, and therefore, the tensile strength (TS) decreases, the total elongation ( EL) decreases and elongation corresponding to yield strength (YP-EL) appears. The decomposition of unconverted austenite easily occurs, for example, with a decrease in the content of Mn, Si, Cr, Mo. On the other hand, the properties of the coating are reduced, for example, together with an increase in the content of Mn, Si, Cr, Mo. As described above, when alloying elements are simply added to the steel material, it is difficult to obtain a high strength steel sheet with high strength along with excellent formability and the ability to provide excellent coating properties when dipping or alloying the steel sheet.

В качестве способа преодоления таких вышеописанных проблем обычно предлагались различные виды подходов для регулирования сочетание элементов, условий изготовления, например, в зависимости от требуемых характеристики. Например, патентный документ JP №3684914 раскрывает способы изготовления высокопрочного оцинкованного погружением стального листа, превосходного по обрабатываемости и адгезионной способности металлического покрытия. В патентном документе JP №3684914 такие элементы, как Mo, добавляют в материал, и их содержание и, например, условия изготовления соответственно регулируются для улучшения обрабатываемости и адгезионной способности металлического покрытия.As a way to overcome these problems described above, various kinds of approaches have usually been proposed for regulating the combination of elements, manufacturing conditions, for example, depending on the required characteristics. For example, JP Patent Document No. 3684914 discloses methods for manufacturing a high strength dip galvanized steel sheet that is excellent in machinability and adhesion to a metal coating. In JP Patent No. 3684914, elements such as Mo are added to the material and their contents and, for example, manufacturing conditions are suitably adjusted to improve the workability and adhesion of the metal coating.

Между тем, высокопрочный стальной лист с улучшенной формуемостью, например пластичностью, является общеизвестным листом из двухфазной стали, содержащей фазу низкотемпературного превращения, состоящую в основном из мартенсита в ферритной основе. Лист из двухфазной стали может быть изготовлен нагреванием до температуры двухфазной области феррита и аустенита и последующей закалкой, например водяным или газовым охлаждением, получая таким образом превосходную формуемость, сохраняя при этом высокую прочность. Например, патентный документ JP №3687400 раскрывает для такого листа из двухфазной стали способы изготовления высокопрочной тонколистовой стали, превосходной по обрабатываемости и адгезионной способности металлического покрытия. В патентном документе 2 элементы, такие как Cr и Mo, добавляют в материал, и их содержание и, например, условия изготовления соответственно регулируются для улучшения обрабатываемости и адгезионной способности металлического покрытия.Meanwhile, a high-strength steel sheet with improved formability, for example ductility, is a well-known biphasic steel sheet containing a low-temperature transformation phase, consisting mainly of martensite in a ferrite base. A two-phase steel sheet can be made by heating to the temperature of the two-phase region of ferrite and austenite and subsequent quenching, for example, water or gas cooling, thereby obtaining excellent formability, while maintaining high strength. For example, JP Patent Document No. 3687400 discloses for such a two-phase steel sheet methods for manufacturing high-strength sheet steel, excellent in machinability and adhesiveness of a metal coating. In Patent Document 2, elements, such as Cr and Mo, are added to the material, and their content and, for example, manufacturing conditions are accordingly adjusted to improve the workability and adhesiveness of the metal coating.

Существо изобретенияSUMMARY OF THE INVENTION

Проблема, решаемая изобретениемThe problem solved by the invention

Однако в способах, раскрытых в патентном документе JP №3684914 и патентном документе JP №3687400, является необходимым использование дорогостоящих элементов, таких как Cr или Mo, и эти способы не направлены на улучшение отношения предела текучести к пределу прочности, трудно получать высокопрочный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности и с превосходной формуемостью.However, in the methods disclosed in JP Patent Document No. 3684914 and JP Patent No. 3687400, it is necessary to use expensive elements such as Cr or Mo, and these methods are not aimed at improving the yield strength to tensile strength ratio, it is difficult to obtain a high-strength steel sheet with high yield strength to tensile strength and excellent formability.

Настоящее изобретение было выполнено для решения указанных проблем и целью настоящего изобретения является создание высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа, способа изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, способа изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа и способа изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа.The present invention was made to solve these problems and the purpose of the present invention is to provide high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of cold rolled steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of immersion galvanized steel foxes one of high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized steel sheet, a method of manufacturing a high strength with high ratio of yield to ultimate strength of cold rolled steel sheet, a method of manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet and a manufacturing method high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized dipping m steel sheet.

Средства решения проблемыMeans of solving the problem

Авторы настоящего изобретения интенсивно изучали пути решения вышеуказанных задач. В результате изобретатели установили, что можно получать высокопрочный стальной лист с высоким отношением предела текучести к пределу прочности и с превосходной формуемостью, добавлением одного или более видов элементов из Ti, Nb и V до общего содержания 0,010-1,000%, даже когда не добавляют элементы Mo и Cr. Изобретатели пришли к следующему заключению. Все из указанных высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа, высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа означают стальной лист с отношением предела текучести к пределу прочности YR, равным 60% или более, и пределом прочности (TS) 590 МПа или выше.The authors of the present invention intensively studied ways to solve the above problems. As a result, the inventors have found that it is possible to obtain a high-strength steel sheet with a high ratio of yield strength to tensile strength and with excellent formability by adding one or more types of elements from Ti, Nb and V to a total content of 0.010-1,000%, even when Mo elements are not added. and Cr. The inventors have come to the following conclusion. All of these are high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength and tensile strength of cold rolled steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength dip galvanized steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized immersing the steel sheet th mean a steel sheet with a ratio of the yield strength YR of 60% or more and a tensile strength (TS) of 590 MPa or higher.

Высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист включает: в качестве компонентов состава, в % масс., 0,03-0,20% С, 1,0% или менее Si, от более 1,5 до 3,0% Mn, 0,10% или менее P, 0,05% или менее S, 0,10% или менее Аl, 0,010% или менее N, один или несколько элементов, выбранных из Ti, Nb и V, общее содержание которых составляет 0,010-1,000%, и остальное Fe с неизбежными примесями; и структуру, включающую ферритную основу и вторичную фазу в качестве микроструктуры, в которой доля площади феррита составляет 50% и более, и средний размер кристаллического зерна 18 мкм или менее, вторичная фаза включает мартенсит, доля площади которого составляет от 1% до менее 7% и толщина лентовидной структуры, образованной вторичной фазой, удовлетворяет следующему сравнительному выражению (1):High-strength steel sheet with a high ratio of yield strength to tensile strength includes: as components of the composition, in wt.%, 0.03-0.20% C, 1.0% or less Si, from more than 1.5 to 3.0 % Mn, 0.10% or less P, 0.05% or less S, 0.10% or less Al, 0.010% or less N, one or more elements selected from Ti, Nb and V, the total content of which is 0.010-1.000%, and the rest Fe with inevitable impurities; and a structure comprising a ferritic base and a secondary phase as a microstructure, in which the ferrite area fraction is 50% or more, and the average crystalline grain size is 18 μm or less, the secondary phase includes martensite, the area fraction of which is from 1% to less than 7% and the thickness of the ribbon-like structure formed by the secondary phase satisfies the following comparative expression (1):

$T b / T \leq 0,005 (1)$

T b / T \leq 0.005 (one)

где Тb означает среднюю толщину лентовидной структуры в направлении толщины листа и Т означает толщину листа.where Tb is the average thickness of the ribbon-like structure in the direction of the sheet thickness and T is the thickness of the sheet.

Средний размер кристаллического зерна мартенсита высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа может составлять 3 мкм или менее.The average crystalline grain size of high strength martensite with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet can be 3 μm or less.

В качестве компонента состава в % масс. высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа может быть включен, по меньшей мере, один элемент, выбранный из 0,05-1,00% Cu, 0,05-1,00% Ni и 0,0003-0,0050% В.As a component of the composition in% of the mass. at least one element selected from 0.05-1.00% Cu, 0.05-1.00% Ni and 0.0003-0, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet 0050% B.

В качестве компонента состава в % масс. высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа может быть включен, по меньшей мере, один элемент, выбранного из 0,001-0,005% Ca, 0,001-0,005% Mg и 0,001-0,005% редкоземельных металлов (REM).As a component of the composition in% of the mass. at least one element selected from 0.001-0.005% Ca, 0.001-0.005% Mg and 0.001-0.005% rare earth metals (REM) can be included in a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet.

В качестве компонента состава в % масс высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа могут быть дополнительно включены 0,002-0,200% Sn и/или 0,002-0,200% Sb.As a component of the composition in% mass of high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet, 0.002-0.200% Sn and / or 0.002-0,200% Sb can be further included.

В качестве компонента состава в % масс. высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа по пп.1-5 формулы изобретения может быть дополнительно включено 0,001-0,010% Ta.As a component of the composition in% of the mass. high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet according to claims 1 to 5 of the claims may be further included 0.001-0.010% Ta.

Высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист представляет собой холоднокатаный высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист, указанный выше.High-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength cold-rolled steel sheet is a cold-rolled high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet described above.

В высокопрочном с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованном стальном листе высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист включает пленку металлического покрытия на основе цинка, сформированной на нем.In a high-strength, high yield strength to tensile strength galvanized steel sheet, a high-strength, high yield strength to tensile strength steel sheet includes a zinc-based metal coating film formed thereon.

В высокопрочном с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованном погружением стальном листе пленка металлического покрытия на основе цинка высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного стального листа является пленкой цинкового покрытия, полученного цинкованием погружением.In a high strength, high yield strength to tensile strength ratio of dipping galvanized steel sheet, a zinc-based metal coating film of high strength with a high yield strength to high tensile strength ratio of galvanized steel sheet is a zinc coating film obtained by dipping galvanizing.

В высокопрочном с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженном оцинкованном погружением стальном листе пленка металлического покрытия на основе цинка высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного стального листа является отожженной пленкой цинкового покрытия.In high strength, with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized dipped galvanized steel sheet, a zinc-based metal coating film of high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a galvanized steel sheet is annealed zinc coating film.

Способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа включает: нагрев стального сляба вышеописанного состава до температуры 1150-1300°С, горячую прокатку стального сляба при конечной температуре 850-950°С; намотку стального листа, полученного горячей прокаткой, при температуре 450-750°С, нагрев холоднокатаного листа, полученного холодной прокаткой, до температуры 750°С или выше, охлаждение листа до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше.A method of manufacturing a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of cold-rolled steel sheet includes: heating a steel slab of the above composition to a temperature of 1150-1300 ° C, hot rolling of a steel slab at a final temperature of 850-950 ° C; winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C, heating a cold-rolled sheet obtained by cold rolling to a temperature of 750 ° C or higher, cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher.

Способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа включает: нагрев стального сляба вышеописанного состава до температуры 1150-1300°С, горячую прокатку стального сляба при конечной температуре 850-950°С; намотку стального листа, полученного горячей прокаткой, при температуре 450-750°С, нагрев полученного горячекатаного листа или холоднокатаного листа, полученного холодной прокаткой после намотки, до температуры 750°С или выше, охлаждение листа до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше; и цинкование погружением листа.A method of manufacturing a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of immersion galvanized steel sheet includes: heating a steel slab of the above composition to a temperature of 1150-1300 ° C, hot rolling of a steel slab at a final temperature of 850-950 ° C; winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C, heating the resulting hot rolled sheet or cold rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher, cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C at an average speed cooling of 3 ° C / s or higher; and dip galvanizing.

Способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа включает: нагрев стального сляба вышеописанного состава до температуры 1150-1300°С, горячую прокатку стального сляба при конечной температуре 850-950°С; намотку стального листа, полученного горячей прокаткой при температуре 450-750°С, однократный нагрев полученного горячекатаного листа или холоднокатаного листа, полученного холодной прокаткой после намотки, до температуры 750°С или выше; повторный нагрев листа до температуры 700°С или выше после охлаждения и декапирования после нагрева;A method of manufacturing a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of immersion galvanized steel sheet includes: heating a steel slab of the above composition to a temperature of 1150-1300 ° C, hot rolling of a steel slab at a final temperature of 850-950 ° C; winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C, a single heating of the obtained hot rolled sheet or cold rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher; reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating;

охлаждение листа до температуры охлаждение листа до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше; и цинкование погружением листа.cooling the sheet to a temperature cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher; and dip galvanizing.

Способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного стального листа включает: нагрев стального сляба вышеописанного состава до температуры 1150-1300°С, горячую прокатку стального сляба при конечной температуре 850-950°С; намотку стального листа, полученного горячей прокаткой при температуре 450-750°С, нагрев полученного горячекатаного листа или холоднокатаного листа, полученного холодной прокаткой после намотки, до температуры 750°С или выше, охлаждение листа до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше; цинкование погружением листа; и легирование оцинкованного листа при температуре 470-600°С.A method of manufacturing a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized steel sheet includes: heating a steel slab of the above composition to a temperature of 1150-1300 ° C, hot rolling of a steel slab at a final temperature of 850-950 ° C; winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C, heating the resulting hot rolled sheet or cold rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher, cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate 3 ° C / s or higher; sheet dip galvanizing; and alloying a galvanized sheet at a temperature of 470-600 ° C.

Способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного стального листа включает: нагрев стального сляба вышеописанного состава до температуры 1150-1300°С, горячую прокатку стального сляба при конечной температуре 850-950°С; намотку стального листа, полученного горячей прокаткой при температуре 450-750°С, однократный нагрев полученного горячекатаного листа или холоднокатаного листа, полученного холодной прокаткой после намотки, до температуры 750°С или выше; повторный нагрев листа до температуры 700°С или выше после охлаждения и декапирования после нагрева; охлаждение листа до температуры охлаждение листа до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше; и цинкование погружением листа; и легирование оцинкованного листа при температуре 470-600°С.A method of manufacturing a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized steel sheet includes: heating a steel slab of the above composition to a temperature of 1150-1300 ° C, hot rolling of a steel slab at a final temperature of 850-950 ° C; winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C, a single heating of the obtained hot rolled sheet or cold rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher; reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating; cooling the sheet to a temperature cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher; and dip galvanizing; and alloying a galvanized sheet at a temperature of 470-600 ° C.

Эффект изобретенияEffect of the invention

В соответствии с настоящим изобретением можно создать высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, каждый из которых обладает высокой прочностью и высоким отношением предела текучести к пределу прочности и превосходной формуемостью, и создать способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа и способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа.In accordance with the present invention, it is possible to create a high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet, high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a cold-rolled steel sheet, high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a galvanized steel sheet, high-strength with a high ratio of ultimate strength yield strength tensile dipped galvanized steel sheet, high strength with a high yield strength to tensile strength ratio of hot-dip galvanized steel sheet, each of which has high strength and high yield strength to tensile strength and excellent formability, and create a method of manufacturing high strength with high yield strength to tensile strength of cold rolled steel sheet, a method of manufacturing high strength with high yield strength to high the tensile strength of dip galvanized steel sheet and a method of manufacturing high strength with a high yield strength ratio tensile strength galvannealed steel sheet by dipping.

Лучший(е) вариант(ы) осуществления изобретенияThe best option (s) for carrying out the invention

Высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаного стального листа, способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованного погружением стального листа и способ изготовления высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженного оцинкованного погружением стального листа, которые относятся к настоящему изобретению далее будут подробно описаны по отдельности с обращением внимания на компоненты состава и микроструктуру вышеуказанного стального листа и способ изготовления вышеуказанного стального листа.High-strength with a high yield strength to tensile strength steel sheet, high-strength with a high yield strength to tensile strength cold rolled steel sheet, high-strength with a high yield strength to tensile strength galvanized steel sheet, high-strength with a high yield strength to tensile strength galvanized steel sheet, high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength annealed galvanized dipped galvanized steel sheet, spos b manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of cold rolled steel sheet, a method of manufacturing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet and a method of manufacturing high strength with high ratio of yield strength to tensile strength of annealed galvanized steel sheet, which relate to the present invention will now be described in detail individually with attention to the components composition and microstructure of the above steel sheet and a method of manufacturing the above steel sheet.

Прежде всего раскрываются компоненты состава. В последующем раскрытии “%”, указывающее единицы содержания элемента, содержащегося в стали, означает “% масс.”, если прямо не оговорено иное.First of all, the components of the composition are disclosed. In the following disclosure, “%” indicating the unit content of an element contained in steel means “% mass.” Unless expressly stated otherwise.

(Содержание углерода)(Carbon content)

Углерод (С) является одним из важных основных компонентов стали и способствует улучшению силы в виде бейнита и мартенсита, которые образуются при низкой температуре. Кроме того, в частности, в настоящем изобретении углерод (С) осаждается в виде карбида Ti, Nb и V, которые описаны далее, и способствует улучшению прочности. Однако, когда содержание С менее 0,03%, трудно не только формировать вышеуказанные выделения, но и бейнит, и мартенсит. Между тем, когда содержание С превышает 0,20%, ухудшается свариваемость методом точечной сварки. Соответственно содержание С составляет 0,03-0,20%. Для достижения более высоких свойств, предпочтительно, чтобы содержание С было установлено равным 0,05-0,12%.Carbon (C) is one of the important main components of steel and contributes to the improvement of strength in the form of bainite and martensite, which are formed at low temperature. In addition, in particular, in the present invention, carbon (C) is deposited in the form of carbide Ti, Nb and V, which are described below, and contributes to the improvement of strength. However, when the C content is less than 0.03%, it is difficult not only to form the above precipitates, but also bainite and martensite. Meanwhile, when the C content exceeds 0.20%, the weldability of the spot welding method deteriorates. Accordingly, the content of C is 0.03-0.20%. In order to achieve higher properties, it is preferable that the C content be set to 0.05-0.12%.

(Содержание Si)(Si content)

Кремний (Si) является элементом, способным улучшить формуемость, например, пластичность за счет снижения содержания твердого раствора С в феррите. Однако, когда содержание Si превышает 1,0%, обрабатываемость химическим превращением или свойства покрытия ухудшаются. Соответственно содержание Si устанавливается равным 1,0% или менее. Предпочтительно содержание Si устанавливается равным 0,005-0,5%.Silicon (Si) is an element capable of improving formability, for example, ductility by reducing the content of solid solution C in ferrite. However, when the Si content exceeds 1.0%, chemical processability or coating properties deteriorate. Accordingly, the Si content is set to 1.0% or less. Preferably, the Si content is set to 0.005-0.5%.

(Содержание Mn)(Mn Content)

Марганец (Mn) является одним из важных элементов настоящего изобретения и элементом, способным подавлять превращение в двухфазной структуре и стабилизировать аустенит. Однако, когда содержание марганца составляет 1,5% или менее, вышеупомянутые эффекты не могут быть получены. Между тем, когда содержание Mn превышает 3,0%, обрабатываемость химическим превращением или свойства покрытия ухудшаются. Соответственно содержание Mn устанавливается равным от более 1,5 до 3,0%. Предпочтительно содержание Mn устанавливается равным 1,6-2,3%.Manganese (Mn) is one of the important elements of the present invention and an element capable of suppressing conversion in a two-phase structure and stabilizing austenite. However, when the manganese content is 1.5% or less, the above effects cannot be obtained. Meanwhile, when the Mn content exceeds 3.0%, chemical processability or coating properties deteriorate. Accordingly, the content of Mn is set equal to from more than 1.5 to 3.0%. Preferably, the Mn content is set to 1.6-2.3%.

(Содержание P)(Content P)

Фосфор (P) является элементом, влияющим на упрочнение твердого раствора, который может быть добавлен в зависимости от требуемой прочности, и эффективным в формировании двухфазной структуры для ускорения превращения феррита. Однако, когда содержание P превышает 0,10%, свариваемость методом точечной сварки ухудшается и при применении легирования после цинкования, снижается скорость легирования и ухудшаются свойства металлического покрытия. Соответственно содержание P устанавливается равным 0,10% или менее. Предпочтительно содержание P устанавливается равным 0,001-0,050%.Phosphorus (P) is an element that influences the hardening of a solid solution, which can be added depending on the required strength, and is effective in the formation of a two-phase structure to accelerate the conversion of ferrite. However, when the P content exceeds 0.10%, the spot weldability deteriorates and when doping after galvanizing is applied, the doping speed decreases and the properties of the metal coating deteriorate. Accordingly, the content of P is set to 0.10% or less. Preferably, the P content is set to 0.001-0.050%.

(Содержание S)(Content S)

Сера (S) становится фактором, вызывающим возникновение горячих трещин во время горячей прокатки, а также существует в виде сульфидов, снижающих местную формуемость. Таким образом, предпочтительно снизить насколько возможно содержание S. Таким образом, содержание S устанавливают равным 0,05% или менее, предпочтительно 0,01% или менее. Между тем, когда содержание S составляет менее 0,0005%), стоимость производства увеличивается. Соответственно более предпочтительно нижний предел содержания S составляет 0,0005%.Sulfur (S) becomes a factor causing the occurrence of hot cracks during hot rolling, and also exists in the form of sulfides that reduce local formability. Thus, it is preferable to reduce the S content as much as possible. Thus, the S content is set to 0.05% or less, preferably 0.01% or less. Meanwhile, when the S content is less than 0.0005%), the cost of production increases. Accordingly, more preferably, the lower limit of the S content is 0.0005%.

(Содержание Аl)(Content Al)

При избыточном введении алюминия (Аl) более 0,10% увеличивается стоимость изготовления. Поэтому содержание Аl устанавливается равным 0,10% или менее, предпочтительно 0,05% или менее. Между тем, когда содержание Аl составляет менее 0,005%, возможно недостаточное раскисление. Соответственно более предпочтительно содержание Аl устанавливается равным 0,005% или более.With the excessive introduction of aluminum (Al) more than 0.10% increases the cost of manufacture. Therefore, the Al content is set to 0.10% or less, preferably 0.05% or less. Meanwhile, when the Al content is less than 0.005%, insufficient deoxidation is possible. Accordingly, more preferably, the Al content is set to 0.005% or more.

(Содержание N)(Content N)

Азот (N) является элементом, который ухудшает устойчивость к старению стали. В частности, когда содержание N превышает 0,010%, устойчивость к старению значительно ухудшается. Поэтому содержание N устанавливают равным 0,010% или менее и предпочтительно 0,0060% или менее. Кроме того, в зависимости от технологических ограничений, допускается нижний предел содержания N, составляющий 0,0005%.Nitrogen (N) is an element that degrades the aging resistance of steel. In particular, when the N content exceeds 0.010%, the aging resistance is significantly impaired. Therefore, the N content is set to 0.010% or less, and preferably 0.0060% or less. In addition, depending on technological limitations, a lower limit of N content of 0.0005% is allowed.

(Общее содержание Ti, Nb и V)(Total Ti, Nb, and V)

Титан (Ti), ниобий (Nb) и ванадий (V) образуют карбид, и элементы эффективны в повышении прочности стали. Этот эффект достигается, когда общее содержание одного или нескольких элементов, выбранных из Ti, Nb и V, устанавливается равным 0,010% или более. Однако, поскольку каждый элемент является дорогим, большое количество добавляемого элемента значительно увеличивает стоимость производства. Кроме того, когда общее содержание элементов превышает 1,000%, слишком много образуется мелкодисперсных выделений, вызывающих подавление выхода и рекристаллизации после холодной прокатки, тем самым снижая пластичность. Таким образом, элементы Ti, Nb и V добавляются так, чтобы общее содержание одного или нескольких элементов, выбранных из Ti, Nb и V, устанавливалось равным 0,010-1,000%. Предпочтительно общее содержание этих элементов устанавливается равным 0,010-0,200%.Titanium (Ti), niobium (Nb) and vanadium (V) form carbide, and the elements are effective in increasing the strength of steel. This effect is achieved when the total content of one or more elements selected from Ti, Nb and V is set to 0.010% or more. However, since each element is expensive, a large amount of added element significantly increases the cost of production. In addition, when the total content of the elements exceeds 1,000%, too much fine precipitates are formed, which suppress the yield and recrystallization after cold rolling, thereby reducing ductility. Thus, the elements Ti, Nb and V are added so that the total content of one or more elements selected from Ti, Nb and V is set equal to 0.010-1.000%. Preferably, the total content of these elements is set equal to 0.010-0.200%.

(Содержание Cu, Ni и B)(Cu, Ni and B content)

Предпочтительно, чтобы содержание, по меньшей мере, одного элемента, выбранного из меди (Cu), никеля (Ni) и бора (В), было содержанием, описанным далее.Preferably, the content of at least one element selected from copper (Cu), nickel (Ni) and boron (B) is the content described below.

Медь (Cu) является вредным элементом, который вызывает возникновение горячих трещин, являясь фактором возникновения поверхностных дефектов во время горячей прокатки. Однако, когда стальной лист производится в виде холоднокатаного стального листа, неблагоприятное воздействие за счет Cu на свойства стального листа снижается и допускается содержание меди 1,00% или менее. Соответственно, может быть использовано повторно используемое сырье, например скрап, для снижения стоимости сырья. Поэтому, когда добавляют Cu, содержание Cu составляет 0,05-1,00%.Copper (Cu) is a harmful element that causes the occurrence of hot cracks, being a factor in the occurrence of surface defects during hot rolling. However, when the steel sheet is made in the form of a cold rolled steel sheet, the adverse effect of Cu on the properties of the steel sheet is reduced and a copper content of 1.00% or less is allowed. Accordingly, reusable raw materials, such as scrap, can be used to reduce the cost of the raw materials. Therefore, when Cu is added, the Cu content is 0.05-1.00%.

Отрицательное воздействие на свойства стального листа, обусловленное содержанием никеля (Ni), невелико так же, как и в случае Cu. Между тем, Ni предотвращает возникновение поверхностных дефектов за счет добавления меди. Однако чрезмерное добавление Ni ускоряет появление других поверхностных дефектов, относимых к неравномерному образованию окалины. Поэтому, когда добавлен Ni, содержание Ni предпочтительно равно 1,00% или менее. Содержание Ni устанавливается равным 0,05-1,00%.The negative effect on the properties of the steel sheet due to the content of nickel (Ni) is small in the same way as in the case of Cu. Meanwhile, Ni prevents surface defects by adding copper. However, excessive addition of Ni accelerates the appearance of other surface defects attributable to uneven scale formation. Therefore, when Ni is added, the Ni content is preferably 1.00% or less. The Ni content is set equal to 0.05-1.00%.

Бор (В) подавляет образование перлита или бейнита из аустенита и ускоряет образование мартенсита за счет стабилизации аустенита, эффективно обеспечивая таким образом прочность стального листа. Эти эффекты могут быть получены, когда содержание В составляет 0,0003% или более. Между тем, даже при содержании В, превышающем 0,0050%), эффект насыщается. Кроме того, содержание В более 0,0050% является фактором снижения производительности во время горячей прокатки. Поэтому содержание В устанавливается равным 0,0003-0,0050%.Boron (B) inhibits the formation of perlite or bainite from austenite and accelerates the formation of martensite by stabilizing austenite, thus effectively ensuring the strength of the steel sheet. These effects can be obtained when the content of B is 0.0003% or more. Meanwhile, even with a B content exceeding 0.0050%), the effect is saturated. In addition, a B content of more than 0.0050% is a factor in reducing productivity during hot rolling. Therefore, the content of B is set equal to 0.0003-0.0050%.

(Содержание Ca, Mg и REM)(Content of Ca, Mg and REM)

Предпочтительно содержание, по меньшей мере, одного элемента, выбранного из кальция (Ca), магния (Mg) и редкоземельных металлов (REM), было содержанием, описанным далее. То есть Ca, Mg и REM - это элементы, используемые для раскисления и эффективные в сфероидизировании формы сульфида, уменьшающие негативное воздействие сульфида на формуемость при раздаче отверстия или местную пластичность. Эти эффекты могут быть получены созданием содержания любого из элементов Ca, Mg и REM 0,001% и более. Между тем, любой из элементов Ca, Mg и REM приводит к увеличению включений, например, если их содержание превышает 0,005% и вызывает поверхностные или внутренние дефекты и т.п. Поэтому, когда добавлены Ca, Mg или REM, их содержание составляет 0,001-0,005%.Preferably, the content of at least one element selected from calcium (Ca), magnesium (Mg) and rare earth metals (REM) was the content described below. That is, Ca, Mg and REM are elements used for deoxidation and effective in spheroidizing forms of sulfide, reducing the negative effect of sulfide on formability during hole distribution or local ductility. These effects can be obtained by creating a content of any of the elements Ca, Mg, and REM of 0.001% or more. Meanwhile, any of the elements Ca, Mg and REM leads to an increase in inclusions, for example, if their content exceeds 0.005% and causes surface or internal defects, etc. Therefore, when Ca, Mg or REM is added, their content is 0.001-0.005%.

(Содержание Sn и Sb)(Content of Sn and Sb)

Предпочтительно содержание, по меньшей мере, одного элемента, выбранного из олова (Sn) и сурьмы (Sb), должно быть содержанием, описанным далее. То есть Sn и/или Sb добавляют по мере необходимости с точки зрения подавления обезуглероживания, вызванного азотированием и окислением поверхности стального листа на глубину нескольких десятков микрометров поверхностного слоя стального листа. При подавлении азотирования и окисления, можно предотвратить снижение количества образующегося мартенсита на поверхности стального листа и улучшить усталостные характеристики и стойкость к старению. Между тем, когда содержание любого из этих элементов превышает 0,200%, снижается ударная вязкость. Поэтому, когда добавлены Sn и/или Sb, их содержание составляет 0,002 - 0,200%.Preferably, the content of at least one element selected from tin (Sn) and antimony (Sb) should be the content described below. That is, Sn and / or Sb is added as necessary in terms of suppressing decarburization caused by nitriding and oxidizing the surface of the steel sheet to a depth of several tens of micrometers of the surface layer of the steel sheet. By suppressing nitriding and oxidation, it is possible to prevent a decrease in the amount of martensite formed on the surface of the steel sheet and to improve fatigue and aging resistance. Meanwhile, when the content of any of these elements exceeds 0.200%, the toughness decreases. Therefore, when Sn and / or Sb are added, their content is between 0.002 and 0.200%.

(Содержание Ta)(Ta content)

Тантал (Ta) способствует, так же как и в случае Ti и Nb, увеличению прочности, давая твердый сплав на основе карбидов и твердый сплав на основе карбонитридов. Кроме того, полагают, что Та является эффективным в стабилизации вклада в прочность за счет дисперсионного упрочнения и частичного растворения в карбидах Nb или карбонитридах Nb и формирования композитных осадков, таких как (Nb, Ta) или (C, N) для подавления значительного увеличения размеров осадка. Следовательно, предпочтительно включать в состав Ta. При этом эффект стабилизации вышеуказанных осадков может быть получен при содержании Ta 0,001% и более. Между тем, даже когда Ta добавлен чрезмерно, эффект стабилизации осадков насыщается и увеличивается стоимость сплава. Поэтому при добавлении Та его содержание составляет 0,001-0,010%.Tantalum (Ta), as in the case of Ti and Nb, contributes to an increase in strength by producing carbide-based carbides and carbonitrides-based carbides. In addition, it is believed that Ta is effective in stabilizing the contribution to strength due to dispersion hardening and partial dissolution in Nb carbides or Nb carbonitrides and the formation of composite precipitates such as (Nb, Ta) or (C, N) to suppress a significant increase in size draft. Therefore, it is preferable to include Ta. Moreover, the stabilization effect of the above precipitation can be obtained with a Ta content of 0.001% or more. Meanwhile, even when Ta is added excessively, the effect of stabilizing the precipitation is saturated and the cost of the alloy increases. Therefore, when Ta is added, its content is 0.001-0.010%.

Остаток, отличный от компонентов, содержание которых представлено выше, содержит железо и неизбежные примеси. При этом другие компоненты, кроме указанных выше компонентов, могут присутствовать, когда содержание каждого компонента не ухудшает положительный эффект настоящего изобретения. Однако, поскольку кислород (О) дает неметаллические включения, оказывающие неблагоприятное воздействие на качество стального листа, предпочтительно его содержание устанавливают равным 0,003%), или менее.The residue, other than the components described above, contains iron and inevitable impurities. However, other components, in addition to the above components, may be present when the content of each component does not impair the positive effect of the present invention. However, since oxygen (O) produces non-metallic inclusions that adversely affect the quality of the steel sheet, preferably its content is set to 0.003%) or less.

Далее будет описана микроструктура листа.Next, the microstructure of the sheet will be described.

(Доля площади мартенсита)(Fraction of martensite area)

Настоящее изобретение выполнено применительно к материалам корпуса автомобиля (стальной лист для автомобиля), которые требуют высокой прочности, в качестве одной из целей настоящего изобретения. Когда доля площади мартенсита составляет менее 1%, то трудно обеспечить необходимый предел прочности (TS) и, в частности, обеспечить предел прочности (TS) 590 МПа или выше. Между тем, когда доля площади мартенсита составляет 7% или более, трудно обеспечить высокое отношение предела текучести к пределу прочности, и также снижается пластичность. Таким образом, доля площади мартенсита устанавливается в диапазоне от 1% до менее 7%.The present invention is made with reference to car body materials (steel sheet for a car), which require high strength, as one of the objectives of the present invention. When the martensite area fraction is less than 1%, it is difficult to provide the required tensile strength (TS) and, in particular, to provide a tensile strength (TS) of 590 MPa or higher. Meanwhile, when the martensite area fraction is 7% or more, it is difficult to provide a high ratio of yield strength to tensile strength, and ductility is also reduced. Thus, the martensite area fraction is set in the range from 1% to less than 7%.

(Доля площади феррита)(Share of ferrite area)

Стальной лист для автомобиля, являющийся одной из целей настоящего изобретения, требует превосходной пластичности. Когда доля площади феррита составляет 50% или менее, трудно обеспечить формуемость, способную обеспечить необходимую пластичность и формуемость при раздаче отверстия. Поэтому долю площади феррита устанавливают равной 50% и более. Когда требуется более высокая формуемость, предпочтительно установить долю площади феррита равной 75% или более. Вышеуказанный феррит включает, в дополнение к так называемому ферриту, бейнитный феррит и игольчатый феррит, в которых отсутствует выделение карбида.A steel sheet for an automobile, which is one of the objectives of the present invention, requires excellent ductility. When the ferrite area fraction is 50% or less, it is difficult to provide formability capable of providing the necessary ductility and formability during the distribution of the hole. Therefore, the area fraction of ferrite is set equal to 50% or more. When higher formability is required, it is preferable to set the area ratio of ferrite to 75% or more. The above ferrite includes, in addition to the so-called ferrite, bainitic ferrite and needle ferrite, in which there is no precipitation of carbide.

Доля площади феррита и мартенсита может быть определена следующими методиками. Поверхность поперечного сечения (L поверхность поперечного сечения) в направлении толщины листа, параллельном направлению прокатки стального листа, полируют и протравливают 3% раствором ниталя, поверхность изучают в 10 полях зрения при 2000х увеличении в положении 1/4 толщины листа (позиция от поверхности стального листа на 1/4 толщины листа в направлении глубины) с помощью сканирующего электронного микроскопа (SEM), структуру изображений, полученных в 10 полях зрения анализируют с помощью программного обеспечения Image-Pro (зарегистрированная торговая марка), разработанного Media Cybernetics Inc. для определения доли площади соответствующих структур (феррита и мартенсита), и долю площади получают усреднением значений, определенных таким образом. Кроме того, в вышеуказанных изображениях структур структура феррита принимает серый цвет (основная структура) и структура мартенсита принимает белый цвет.The area fraction of ferrite and martensite can be determined by the following methods. The cross-sectional surface (L cross-sectional surface) in the direction of the sheet thickness parallel to the rolling direction of the steel sheet is polished and etched with a 3% nital solution, the surface is examined in 10 fields of view at 2000x magnification at 1/4 of the sheet thickness (position from the surface of the steel sheet 1/4 of the sheet thickness in the depth direction) using a scanning electron microscope (SEM), the structure of images obtained in 10 fields of view is analyzed using Image-Pro software (registered trade Vai trademark) developed by Media Cybernetics Inc. to determine the area fraction of the corresponding structures (ferrite and martensite), and the area fraction is obtained by averaging the values determined in this way. In addition, in the above images of the structures, the ferrite structure takes on a gray color (basic structure) and the martensite structure takes on a white color.

(Средний размер кристаллического зерна феррита)(Average crystalline grain size of ferrite)

Когда размер кристаллического зерна феррита становится большим при нагреве до температуры двухфазной области феррита и аустенита во время отжига, следовательно, размер кристаллического зерна аустенита, получающегося из феррита по границам зерна, становится большим. В результате, большое кристаллическое зерно аустенита превращается в сравнительно большую вторичную фазу мартенсита, бейнита, например, что становится отправной точкой трещин и снижает формуемость при раздаче отверстия и усталостные характеристики. Поэтому в настоящем изобретении для улучшения формуемости при раздаче отверстия и усталостных характеристик размер кристаллического зерна феррита снижают, так чтобы средний размер кристаллического зерна феррита составлял 18 мкм или менее. Когда средний размер кристаллического зерна составляет менее 1 мкм, существует тенденция к снижению пластичности. Соответственно, без необходимости в его ограничении предпочтительно, чтобы средний размер кристаллического зерна феррита был установлен равным 1 мкм или более.When the crystalline grain size of ferrite becomes large when heated to a temperature of the two-phase region of ferrite and austenite during annealing, therefore, the crystalline grain size of austenite obtained from ferrite at the grain boundaries becomes large. As a result, a large crystalline austenite grain transforms into a relatively large secondary phase of martensite, bainite, for example, which becomes the starting point of the cracks and reduces the formability of the hole and the fatigue characteristics. Therefore, in the present invention, in order to improve the formability of the hole distribution and the fatigue characteristics, the crystal grain size of the ferrite is reduced so that the average crystal grain size of the ferrite is 18 μm or less. When the average crystalline grain size is less than 1 μm, there is a tendency to decrease ductility. Accordingly, without the need for limiting it, it is preferable that the average crystal grain size of the ferrite be set to 1 μm or more.

Средний размер кристаллического зерна феррита определяют следующими методиками, то есть площадь каждого кристаллического зерна феррита, определенная с использованием программного обеспечения Image-Pro (зарегистрированный товарный знак), определяют эквивалентный диаметр круга зерна феррита и средний размер кристаллического зерна получают усреднением полученных значений эквивалентного диаметра круга. Микроструктура настоящего изобретения может содержать нерекристаллизованный феррит (феррит, который не был рекристаллизован в процессе отжига, с высокой плотностью дислокаций в кристаллическом зерне), карбид, такой как перлит или цементит, остаточный аустенит, отпущенный мартенсит, бейнит, например. Даже когда содержатся эти компоненты, положительные эффекты настоящего изобретения не ухудшаются.The average crystal grain size of ferrite is determined by the following methods, that is, the area of each crystal grain of ferrite, determined using Image-Pro software (registered trademark), determine the equivalent diameter of the ferrite grain circle and the average crystal grain size is obtained by averaging the obtained values of the equivalent circle diameter. The microstructure of the present invention may contain unrecrystallized ferrite (ferrite that was not recrystallized during annealing, with a high dislocation density in the crystalline grain), carbide such as perlite or cementite, residual austenite, tempered martensite, bainite, for example. Even when these components are contained, the beneficial effects of the present invention do not deteriorate.

(Лентовидная структура)(Ribbon structure)

Лентовидного структура содержит группы вторичной фазы, сформированные в виде линейной или слоистой структуры в направлении прокатки или направлении ширины листа в отожженном листе, удлинением концентрированного слоя С и Mn, агрегированного по границе зерна в основном на стадии охлаждения сляба стали, содержащее большие количества С и Mn. Толщину лентовидной структуры создают удовлетворяющей следующему сравнительному выражению (1). В следующем выражении (1) Tb является средней толщиной лентовидной структурой в направлении толщины листа и Т является толщиной полученного стального листа.The ribbon-like structure contains secondary phase groups formed as a linear or layered structure in the rolling direction or the sheet width direction in the annealed sheet, by elongation of the concentrated layer C and Mn aggregated along the grain boundary mainly at the stage of cooling a steel slab containing large amounts of C and Mn . The thickness of the ribbon-like structure is created satisfying the following comparative expression (1). In the following expression (1) Tb is the average thickness of the ribbon-like structure in the direction of the sheet thickness and T is the thickness of the resulting steel sheet.

$T b / T \leq 0,005 (1)$

T b / T \leq 0.005 (one)

В качестве компонента композиция настоящего изобретения содержит большое количество Mn, лентовидная структура вторичной фазы (лентовидная структура), содержащая С и Mn, в качестве основных компонентов, описанных выше, сформированная в отожженном листе, способна утолщаться. Причина, почему толщина лентовидной структуры должна быть создана удовлетворяющей сравнительному выражению (1), состоит в том, что, когда толщина лентовидной структуры увеличивается, жесткий мартенсит с трудом равномерно диспергируется в материале ферритной основы и снижается эффективность производства высокопрочного стального листа. Для решения таких проблем и эффективного производства высокопрочного стального листа необходимо диспергировать С и Mn, сконцентрированные в лентовидной структуре. Значение отношения средней толщины Tb лентовидной структуры к толщине T листа используется в качестве ориентира для диспергирования. Когда это отношение удовлетворяет вышеуказанному выражению (1), можно равномерно диспергировать мартенсит и эффективно изготавливать высокопрочный стальной лист.As a component, the composition of the present invention contains a large amount of Mn, a ribbon-like structure of the secondary phase (ribbon-like structure) containing C and Mn, as the main components described above, formed in the annealed sheet, can thicken. The reason why the thickness of the tape-like structure should be created to satisfy the comparative expression (1) is that when the thickness of the tape-like structure increases, hard martensite is hardly evenly dispersed in the material of the ferritic base and the production efficiency of high-strength steel sheet is reduced. To solve such problems and efficiently produce high-strength steel sheet, it is necessary to disperse C and Mn concentrated in a ribbon-like structure. The value of the ratio of the average thickness Tb of the ribbon-like structure to the thickness T of the sheet is used as a guideline for dispersion. When this ratio satisfies the above expression (1), it is possible to uniformly disperse martensite and effectively produce high-strength steel sheet.

Среднюю толщину Tb лентовидной структуры фактически определяют следующими методиками. Образец, погруженный в материал смолы, так что поверхность поперечного сечения полученного стального листа становится анализируемой поверхностью, травят погружением в 3% ниталь в течение 15 секунд при комнатной температуре. После этого поверхность анализируют с помощью анализатора изображения при увеличении порядка 1000х и измеряют толщину 20 выбранных областей лентовидной структуры на анализируемой поверхности. Среднее значение толщины 20 областей определяется как средняя толщина Tb лентовидной структуры.The average thickness Tb of the ribbon-like structure is actually determined by the following methods. A sample immersed in the resin material, so that the cross-sectional surface of the obtained steel sheet becomes the analyzed surface, is etched by immersion in 3% nital for 15 seconds at room temperature. After that, the surface is analyzed using an image analyzer with an increase of about 1000 × and the thickness of 20 selected regions of the ribbon-like structure on the analyzed surface is measured. The average thickness of 20 regions is defined as the average thickness Tb of the ribbon-like structure.

(Средний размер кристаллического зерна мартенсита)(The average crystalline grain size of martensite)

Когда средний размер кристаллического зерна мартенсита превышает 3 мкм, существует риск того, что снижаются формуемость при раздаче отверстия или усталостные характеристики. Поэтому предпочтительно устанавливать средний размер кристаллического зерна мартенсита равным 3 мкм или менее. Кроме того, когда средний размер кристаллического зерна мартенсита составляет менее 0,2 мкм, существует тенденция к снижению предела прочности TS. Соответственно, поскольку нет необходимости его ограничивать, предпочтительно чтобы средний размер кристаллического зерна мартенсита составлял 0,2 мкм или более. При этом средний размер кристаллического зерна мартенсита определяют по следующим методикам. Площадь каждого кристаллического зерна мартенсита получают с использованием вышеуказанного программного обеспечения Image-Pro (зарегистрированный товарный знак), определяют эквивалентный диаметр круга каждого кристаллического зерна мартенсита и средний размер кристаллического зерна определяют усреднением таким образом полученных значений эквивалентного диаметра круга.When the average crystalline grain size of martensite exceeds 3 microns, there is a risk that the formability during hole opening or fatigue performance is reduced. Therefore, it is preferable to set the average crystal grain size of martensite to 3 μm or less. In addition, when the average crystalline grain size of martensite is less than 0.2 μm, there is a tendency to lower the tensile strength TS. Accordingly, since it is not necessary to limit it, it is preferable that the average crystalline grain size of martensite is 0.2 μm or more. In this case, the average crystalline grain size of martensite is determined by the following methods. The area of each crystalline martensite grain is obtained using the above Image-Pro software (registered trademark), the equivalent circle diameter of each martensite crystal grain is determined, and the average crystal grain size is determined by averaging the thus obtained equivalent circle diameter.

В настоящем изобретении вышеуказанные компоненты состава стали регулируются для формирования вышеуказанной микроструктуры, получая таким образом высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист и т.д., с превосходной формуемостью. Далее раскрываются способы изготовления такого высокопрочного с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стального листа и т.д.In the present invention, the above components of the steel composition are adjusted to form the above microstructure, thereby obtaining high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet, etc., with excellent formability. The following discloses methods of manufacturing such a high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of steel sheet, etc.

Прежде всего, при производстве холоднокатаной листовой стали, например, стальной сляб вышеуказанного химического состава, полученный процессом непрерывного литья, нагревают до температуры в диапазоне 1150-1300°С (процесс нагрева стального сляба), затем проводят горячую прокатку при температуре в диапазоне 850-950°С (горячая прокатка) и намотку при температуре в диапазоне 450-750°С (процесс намотки). После процесса намотки, стальной лист подвергают процессу холодной прокатки для получения холоднокатаного листа. Холоднокатаный лист, полученные таким образом, нагревают до 750°С или выше (процесс отжига) и затем охлаждают до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или более (процесс охлаждения после отжига). Этим способом изготовления может быть получен высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист с превосходной формуемостью.First of all, in the production of cold rolled sheet steel, for example, a steel slab of the above chemical composition, obtained by the continuous casting process, is heated to a temperature in the range of 1150-1300 ° C (the process of heating a steel slab), then hot rolling is carried out at a temperature in the range of 850-950 ° C (hot rolling) and winding at a temperature in the range of 450-750 ° C (winding process). After the winding process, the steel sheet is subjected to a cold rolling process to obtain a cold rolled sheet. The cold-rolled sheet thus obtained is heated to 750 ° C or higher (annealing process) and then cooled to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or more (cooling process after annealing). This method of manufacturing can be obtained high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength cold-rolled steel sheet with excellent formability.

Кроме того, при изготовлении оцинкованного стального листа или оцинкованного погружением стального листа, стальной сляб вышеуказанного состава нагревают до температуры в диапазоне 1150-1300°С (процесс нагрева стального сляба), затем проводят горячую прокатку при температуре в диапазоне 850-950°С (процесс горячей прокатки) и намотку при температуре в диапазоне 450-750°С (процесс намотки). После этого горячекатаный лист или холоднокатаный лист, полученный процессом холодной прокатки, после намотки нагревают до температуры 750°С или выше (процесс отжига), затем охлаждают до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше (процесс охлаждения после отжига). После этого проводят цинкование для формирования цинковой пленки на поверхности стального листа. Альтернативно применяется цинкование погружением для формирования пленки цинка, полученной цинкованием погружением, на поверхности стального листа. При таком способе изготовления может быть получен высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист с превосходной формуемостью. Кроме того, при изготовлении отожженного оцинкованного погружением стального листа, после цинкования погружением применяют легирование цинкового покрытия при температуре в диапазоне 470-600°С для формирования отожженной цинковой пленки на поверхности стального листа (процесс легирования). При таком способе изготовления может быть получен высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности горячекатаный отожженный оцинкованный погружением стальной лист с превосходной формуемостью.In addition, in the manufacture of galvanized steel sheet or dip galvanized steel sheet, the steel slab of the above composition is heated to a temperature in the range of 1150-1300 ° C (the process of heating the steel slab), then hot rolling is carried out at a temperature in the range of 850-950 ° C (process hot rolling) and winding at a temperature in the range of 450-750 ° C (winding process). After that, the hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by the cold rolling process, after winding, is heated to a temperature of 750 ° C or higher (annealing process), then cooled to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher (process cooling after annealing). After that, galvanizing is carried out to form a zinc film on the surface of the steel sheet. Alternatively, dip galvanizing is used to form a zinc film obtained by dip galvanizing on the surface of a steel sheet. With this manufacturing method, a high-strength cold-rolled steel sheet with excellent formability can be obtained with high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength. In addition, in the manufacture of dip annealed galvanized steel sheet, after galvanizing by immersion, zinc coating is doped at a temperature in the range 470-600 ° C to form an annealed zinc film on the surface of the steel sheet (alloying process). With this manufacturing method, a high-strength hot-rolled annealed dip-dipped galvanized steel sheet with excellent formability can be obtained high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength.

Кроме того, при изготовлении оцинкованного погружением стального листа нагревом два раза, стальной сляб вышеуказанного состава нагревают до температуры в диапазоне 1150-1300°С (процесс нагрева стального сляба), затем проводят горячую прокатку при температуре в диапазоне 850-950°С (процесс горячей прокатки) и намотку при температуре в диапазоне 450-750°С (процесс намотки). После этого горячекатаный лист или холоднокатаный лист, полученный процессом холодной прокатки после намотки, однократно нагревают до температуры 750°С или выше (процесс отжига), затем проводят процесс охлаждения и декапирования и нагревают еще раз до температуры 700°С или выше (процесс повторного нагрева), затем охлаждают до температуры 550-700°С со средней скоростью охлаждения 3°С/с или выше (процесс охлаждения после повторного нагрева) и лист оцинковывают погружением. При таком способе изготовления может быть получен высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист с превосходной формуемостью. Кроме того, при изготовлении отожженного оцинкованного погружением стального листа, после цинкования погружением применяют легирование цинкового покрытия при температуре в диапазоне 470-600°С для формирования отожженной цинковой пленки на поверхности стального листа (процесс легирования). При таком способе изготовления может быть получен высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист с превосходной формуемостью.In addition, in the manufacture of dip-galvanized steel sheet by heating twice, the steel slab of the above composition is heated to a temperature in the range of 1150-1300 ° C (the process of heating the steel slab), then hot rolling is carried out at a temperature in the range of 850-950 ° C (hot rolling) and winding at a temperature in the range of 450-750 ° C (winding process). After that, the hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by the cold rolling process after winding is heated once to a temperature of 750 ° C or higher (annealing process), then a cooling and decapitation process is carried out and heated again to a temperature of 700 ° C or higher (reheating process ), then cooled to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher (cooling process after re-heating) and the sheet is galvanized by immersion. With this manufacturing method, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength can be obtained by immersion galvanized steel sheet with excellent formability. In addition, in the manufacture of dip annealed galvanized steel sheet, after galvanizing by immersion, zinc coating is doped at a temperature in the range 470-600 ° C to form an annealed zinc film on the surface of the steel sheet (alloying process). With this manufacturing method, a high-strength with a high ratio of yield strength to tensile strength annealed dip-dipped galvanized steel sheet with excellent formability can be obtained.

Далее будут объяснены диапазон температур и т.д. в каждом процессе.Next, a temperature range, etc. will be explained. in every process.

(Процесс нагрева стального сляба)(The process of heating a steel slab)

Осадки на основе Ti и Nb, существующие на стадии нагрева отлитого стального сляба, остаются в виде крупнозернистых осадков в полученном готовом стальном листе без обработки и не способствуют обеспечению прочности. Соответственно, когда стальной сляб нагревают, необходимо переплавлять осадки на основе Ti и Nb, выделяющиеся при литье. Вклад в создание прочности наблюдается при нагреве стального сляба до температуры 1150°С или выше. Кроме того, в целях удаления пузырьков воздуха, сегрегации или тому подобного в поверхностном слое сляба и получения гладкой поверхности стального листа с небольшим количеством трещин и менее шероховатого, предпочтительно нагреть стальной сляб до температуры 1150°С или выше. Однако когда температура нагрева превышает 1300°С, размер кристаллического зерна аустенита увеличивается, укрупняя таким образом конечную структуру и снижая отношение предела текучести к пределу прочности и пластичность. Таким образом, температура нагрева плиты стали составляет 1150-1300°С.Precipitation based on Ti and Nb, existing at the stage of heating the cast steel slab, remains in the form of coarse precipitates in the resulting finished steel sheet without treatment and does not contribute to strength. Accordingly, when the steel slab is heated, it is necessary to re-melt the precipitates based on Ti and Nb released during casting. The contribution to the creation of strength is observed when a steel slab is heated to a temperature of 1150 ° C or higher. Furthermore, in order to remove air bubbles, segregation or the like in the surface layer of the slab and obtain a smooth surface of the steel sheet with few cracks and less rough, it is preferable to heat the steel slab to a temperature of 1150 ° C. or higher. However, when the heating temperature exceeds 1300 ° C, the crystalline size of austenite increases, thus enlarging the final structure and reducing the ratio of yield strength to tensile strength and ductility. Thus, the heating temperature of the steel plate is 1150-1300 ° C.

(Процесс горячей прокатки)(Hot rolling process)

Процесс горячей включает черновую прокатку и чистовую прокатку. Стальной сляб после нагрева превращается в горячекатаный стальной лист проведением черновой прокатки и чистовой прокатки. Когда конечная температура горячей прокатки превышает 950°С, количество образующихся окислов (окалина горячей прокатки) резко возрастает, и граница раздела между матрицей и оксидом становится шероховатой, ухудшая таким образом качество поверхности стального листа после последующего декапирования или холодной прокатки. Кроме того, остающаяся окалина горячей прокатки после последующего процесса декапирования негативно влияет на усталостные характеристики или свариваемость методом точечной сварки. Кроме того, существует возможность того, что размер кристаллического зерна чрезмерно укрупняется и поверхности формуемой детали становится шероховатой во время обработки. Между тем, когда конечная температура горячей прокатки ниже, чем 850°С, увеличиваются сила качения и давление при прокатке. Кроме того, обжатие аустенита в нерекристаллизованном состоянии увеличивает развитие ненормальной агрегатной структуры. В результате анизотропия в плоскости конечного продукта становится заметной, вызывая не только нарушение однородности материала, но и снижение пластичности как таковой. Поэтому конечная температура горячей прокатки составляет 850-950°С.The hot process involves rough rolling and finishing rolling. After heating, the steel slab turns into a hot-rolled steel sheet by rough rolling and finishing rolling. When the final temperature of hot rolling exceeds 950 ° C, the amount of oxides formed (hot rolling mill scale) sharply increases, and the interface between the matrix and oxide becomes rough, thus deteriorating the surface quality of the steel sheet after subsequent decapitation or cold rolling. In addition, the remaining hot mill scale after the subsequent decapitation process adversely affects the fatigue characteristics or spot weldability. In addition, there is the possibility that the size of the crystalline grain is excessively coarsened and the surface of the molded part becomes rough during processing. Meanwhile, when the final hot rolling temperature is lower than 850 ° C., rolling force and rolling pressure increase. In addition, compression of austenite in a non-crystallized state increases the development of an abnormal aggregate structure. As a result, anisotropy in the plane of the final product becomes noticeable, causing not only a violation of the homogeneity of the material, but also a decrease in ductility as such. Therefore, the final temperature of hot rolling is 850-950 ° C.

Из стального сляба грубой прокаткой формируют сутунку при обычных условиях. При понижении температуры нагрева, с точки зрения предотвращения сложностей при горячей прокатке, предпочтительно нагревать сутунку с использованием нагревателя заготовок перед чистовой прокаткой.A cobblestone is formed from a steel slab by rough rolling under ordinary conditions. When lowering the heating temperature, from the point of view of preventing difficulties during hot rolling, it is preferable to heat the punch using a workpiece heater before finishing rolling.

(Процесс намотки)(Winding process)

Когда температура во время намотки горячекатаного листа после горячей прокатки превышает 750°С, увеличивается толщина окалины горячей прокатки. Соответственно, поверхность листа после последующего процесса декапирования или холодной прокатки становится шероховатой, неровности образуются на поверхности листа, или укрупняется кристаллическое зерно феррита, снижая тем самым отношение предела текучести к пределу прочности, пластичность и усталостные характеристики. Кроме того, остающаяся окалина горячей прокатки после декапирования отрицательно влияет на свариваемость методом точечной сварки. Между тем, когда температура намотки менее 450°С, прочность горячекатаного листа увеличивается, и, следовательно, увеличивается давление при прокатке во время холодной прокатки при последующей холодной прокатке, снижая таким образом производительность. Кроме того, обрабатываемость химическим превращением или свойства покрытия конечных продуктов ухудшаются. Таким образом, температура намотки составляет 450-750°С.When the temperature during winding of the hot rolled sheet after hot rolling exceeds 750 ° C, the thickness of the hot rolling mill scale increases. Accordingly, the surface of the sheet after the subsequent process of decapitation or cold rolling becomes rough, bumps form on the surface of the sheet, or the crystalline grain of ferrite coarsens, thereby reducing the ratio of yield strength to tensile strength, ductility and fatigue characteristics. In addition, the remaining hot mill scale after decapitate adversely affects spot weldability. Meanwhile, when the winding temperature is less than 450 ° C, the strength of the hot-rolled sheet increases, and therefore, the pressure during rolling during cold rolling during subsequent cold rolling increases, thereby reducing productivity. In addition, chemical processability or coating properties of the final products is deteriorated. Thus, the temperature of the winding is 450-750 ° C.

(Процесс холодной прокатки)(Cold rolling process)

Когда обжатие при холодной прокатке составляет менее 30%, во время последующего отжига общее число границ зерен или дислокаций, являющихся центрами обратного превращения аустенита, в единице объема уменьшается, и, следовательно, трудно получить такую конечную микроструктуру, как описана выше. Кроме того, существует тенденция в возникновении неравномерности структуры, и пластичность снижается. Поэтому предпочтительно, чтобы обжатие холодной прокатки составляло 30% или более. При этом положительный эффект настоящего изобретения проявляется без особых ограничений числа проходов и обжатия при каждом проходе.When cold rolling reduction is less than 30%, during subsequent annealing, the total number of grain boundaries or dislocations, which are centers of austenite reverse transformation, per unit volume decreases, and therefore it is difficult to obtain such a final microstructure as described above. In addition, there is a tendency for uneven structure, and ductility is reduced. Therefore, it is preferable that the cold rolling reduction is 30% or more. Moreover, the positive effect of the present invention is manifested without particular restrictions on the number of passes and crimping with each pass.

(Процесс отжига)(Annealing process)

При температуре отжига при отжиге ниже 750°С образование аустенита становится недостаточным. В результате не получается достаточное количество мартенсита в процессе охлаждения после отжига, и трудно обеспечить требуемую прочность. Кроме того, остаточная, не рекристаллизованная структура снижает пластичность. Поэтому температура отжига составляет 750°С или выше. При температуре отжига при отжиге более 950°С, существует тенденция укрупнения кристаллического зерна аустенита, и предел прочности (TS) полученного конечного стального листа снижается. Соответственно, хотя нет необходимости ее ограничивать, температура отжига предпочтительно составляет 950°С или ниже.At the annealing temperature during annealing below 750 ° C, the formation of austenite becomes insufficient. As a result, a sufficient amount of martensite is not obtained in the cooling process after annealing, and it is difficult to provide the required strength. In addition, the residual, not recrystallized structure reduces ductility. Therefore, the annealing temperature is 750 ° C. or higher. When the annealing temperature during annealing is more than 950 ° C, there is a tendency to coarsening of austenite crystalline grains, and the tensile strength (TS) of the resulting final steel sheet decreases. Accordingly, although it is not necessary to limit it, the annealing temperature is preferably 950 ° C. or lower.

(Процесс охлаждения после отжига)(The cooling process after annealing)

Когда скорость охлаждения при охлаждении после отжига составляет менее 3°С/с, подавляется разложение непревращенного аустенита, не получается достаточная доля площади мартенсита, и, следовательно, трудно обеспечить требуемую прочность и пластичность. Поэтому охлаждение после отжига до температуры 550-700°С осуществляется со средней скоростью охлаждения от 3°С/с или более. Когда охлаждение до температуры 550-700°С выполняют с низкой скоростью охлаждения, непревращенный аустенит превращается в перлит, и не может быть обеспечена искомая доля площади мартенсита. С этой точки зрения необходимо задавать среднюю скорость охлаждения до температуры 550-700°С, равную 3°С/с или более. Когда скорость охлаждения до температуры 550-700°С превышает 80°С/с, существует возможность ухудшения формы стального листа. Соответственно, хотя отсутствует необходимость в ее ограничении, скорость охлаждения до температуры 550-700°С предпочтительно составляет 80°С/с или менее.When the cooling rate during cooling after annealing is less than 3 ° C / s, decomposition of unconverted austenite is suppressed, a sufficient fraction of the martensite area is not obtained, and therefore it is difficult to provide the required strength and ductility. Therefore, cooling after annealing to a temperature of 550-700 ° C is carried out with an average cooling rate of 3 ° C / s or more. When cooling to a temperature of 550-700 ° C is performed at a low cooling rate, unconverted austenite is converted to perlite, and the desired fraction of the martensite area cannot be provided. From this point of view, it is necessary to set the average cooling rate to a temperature of 550-700 ° C equal to 3 ° C / s or more. When the cooling rate to a temperature of 550-700 ° C exceeds 80 ° C / s, there is the possibility of deterioration of the shape of the steel sheet. Accordingly, although there is no need to limit it, the cooling rate to a temperature of 550-700 ° C is preferably 80 ° C / s or less.

(Процесс цинкования погружением)(Dip Galvanizing Process)

Когда применяется цинкование погружением, предпочтительно проводить цинкование погружением при температуре 420-550°С, и цинкование погружением может быть применено в процессе охлаждения после отжига. Относительно ванны цинкования предпочтительно, чтобы цинк в ванне, содержащий Аl 0,15-0,23% масс., был использован для GI стальных листов, и цинк в ванне, содержащий Аl 0,12-0,20% масс., был использован для GA стального листа. Кроме того, предпочтительно, чтобы вес покрытия на каждой стороне был 20-70 г/м² (двухстороннее покрытие) и концентрация Fe в слое покрытия составляла 7-15% масс. для GA стального листа.When dip galvanizing is used, it is preferable to carry out dip galvanizing at a temperature of 420-550 ° C., and dip galvanizing can be applied in the cooling process after annealing. Regarding the galvanizing bath, it is preferable that the zinc in the bath containing Al 0.15-0.23 wt.%, Was used for GI steel sheets, and the zinc in the bath containing Al 0.12-0.20 wt.%, Was used for GA steel sheet. In addition, it is preferable that the weight of the coating on each side was 20-70 g / m ² (double-sided coating) and the concentration of Fe in the coating layer was 7-15% of the mass. for GA steel sheet.

(Процесс легирования)(Alloying process)

Когда при легировании температура легирования превышает 600°С, кристаллические зерна феррита укрупняются, и остаточный непревращенный аустенит разлагается, и, следовательно, трудно обеспечить требуемые отношение предела текучести к пределу прочности или прочность. Между тем, недостатком температуры легирования ниже 470°С является то, что легирование не идет дальше. Поэтому температура легирования составляет 470-600°С.When the alloying temperature exceeds 600 ° C during alloying, the crystalline ferrite grains coarsen and the residual unconverted austenite decomposes, and therefore it is difficult to provide the required yield strength or tensile strength ratio. Meanwhile, the disadvantage of alloying temperature below 470 ° C is that alloying does not go further. Therefore, the alloying temperature is 470-600 ° C.

(Процесс отжига/Процесс повторного нагрева/Процесс охлаждения после повторного нагрева)(Annealing process / Reheating process / Cooling process after reheating)

В способе изготовлением процессом повторного нагрева процесса отжига производится в линии непрерывного отжига (CAL) для проведения нагрева (первый нагрев). После этого процесс повторного нагрева осуществляют на непрерывной линии цинкования погружением (CGL) для повторного нагрева (второй нагрев). Таким образом, когда нагрев осуществляется два раза, цинкование погружением осуществляется в процессе охлаждения в процессе охлаждения после повторного нагрева, и после этого при необходимости проводится легирование.In the method, by manufacturing the reheating process, the annealing process is performed in a continuous annealing line (CAL) for heating (first heating). After this, the reheating process is carried out on a continuous line galvanizing by immersion (CGL) for reheating (second heating). Thus, when heating is carried out twice, dip galvanizing is carried out during cooling during cooling after re-heating, and then, if necessary, alloying is carried out.

В этом способе изготовления стальной лист однократно нагревают до температуры 750°С или выше в первом процессе нагрева на линии непрерывного отжига (CAL), диспергируя таким образом Mn, сконцентрированный в лентовидной структуре, во время последующего процесса охлаждения. Поэтому мартенсит может быть диспергирован равномерно в материале ферритной основы. В результате могут быть улучшены пластичность и формуемость при раздаче отверстия. Чтобы быть более точными, как описано выше, поскольку компонентный состав настоящего изобретения содержит большое количество марганца, лентовидная структура должна формироваться плотной в горячекатаном листе. Это явление снижает концентрацию Mn и т.д. в аустените и является неблагоприятным для равномерного диспергирования мартенсита. Как указано выше, когда лентовидная структура получается тонкой первым нагревом на линии непрерывного отжига (CAL) и мелкодисперсной, количество сконцентрированного Mn и т.д. в структуре аустенита увеличивается, тогда как температура стального листа поддерживается близкой к 500°С в процессе цинкования погружением на линии непрерывного цинкования погружением (CGL) и, например, последующем процессе легирования. Таким образом, можно равномерно диспергировать мартенсит в материале ферритной основы.In this manufacturing method, the steel sheet is heated once to a temperature of 750 ° C. or higher in a first heating process on a continuous annealing line (CAL), thereby dispersing Mn concentrated in a ribbon-like structure during the subsequent cooling process. Therefore, martensite can be dispersed evenly in the material of the ferritic base. As a result, ductility and formability during hole dispensing can be improved. To be more precise, as described above, since the component composition of the present invention contains a large amount of manganese, the ribbon-like structure should be dense in the hot-rolled sheet. This phenomenon reduces the concentration of Mn, etc. in austenite and is unfavorable for uniform dispersion of martensite. As indicated above, when the ribbon-like structure is obtained by fine first heating on a continuous annealing line (CAL) and finely divided, the amount of concentrated Mn, etc. in the structure of austenite increases, while the temperature of the steel sheet is maintained close to 500 ° C during the process of galvanizing by immersion on the continuous galvanizing line by immersion (CGL) and, for example, the subsequent alloying process. Thus, it is possible to uniformly disperse martensite in the material of the ferrite base.

Температура первого нагрева, когда осуществляется два раза, составляет 750°С. Когда температура первого нагрева превышает 900°С, имеется тенденция к укрупнению кристаллического зерна аустенита и предел прочности (TS) стального листа, полученного после прохождения стальным листом линии непрерывного цинкования погружением (CGL), снижается. Соответственно, предпочтительно установить температуру первого нагрева равной 900°С или ниже. Что касается средней скорости охлаждения после нагрева в первом процессе отжига, когда средняя скорость охлаждения до температуры 550-700°С снижается, непревращенный аустенит превращается в перлит, и исходная структура перед процессом второго отжига (повторный нагрев) способна стать структурой, содержащей в основном феррит и перлит. Таким образом, существует возможность того, что структура полученного конченого стального листа, становится неравномерной структурой (структура, в которой мартенсит диспергирован неравномерно). Соответственно, хотя нет необходимости в ее ограничении, предпочтительно, чтобы средняя скорость охлаждения до температуры 550-700°С составляла 3°С/с или более.The temperature of the first heating, when carried out twice, is 750 ° C. When the temperature of the first heating exceeds 900 ° C, there is a tendency to coarsening of austenite crystalline grains and the tensile strength (TS) of the steel sheet obtained after the steel sheet passes through the continuous dip galvanizing line (CGL) decreases. Accordingly, it is preferable to set the first heating temperature to 900 ° C. or lower. As for the average cooling rate after heating in the first annealing process, when the average cooling rate to a temperature of 550-700 ° C decreases, unconverted austenite turns into perlite, and the initial structure before the second annealing process (reheating) can become a structure containing mainly ferrite and perlite. Thus, there is the possibility that the structure of the finished steel sheet obtained becomes an uneven structure (a structure in which martensite is dispersed unevenly). Accordingly, although it is not necessary to limit it, it is preferable that the average cooling rate to a temperature of 550-700 ° C is 3 ° C / s or more.

Кроме того, температура во втором процессе нагрева (процесс повторного нагрева) устанавливается равной 700°С или выше. Процесс второго нагрева осуществляют, как описано выше, на линии непрерывного цинкования погружением (CGL). Когда температура в процессе второго нагрева ниже 700°С, поверхность стального листа не восстанавливается на линии непрерывного цинкования погружением (CGL), могут возникать нарушения покрытия, и трудно обеспечить превосходную пластичность. Когда температура в процессе второго нагрева (процесс повторного нагрева) превышает 900°С, существует тенденция к укрупнению кристаллического зерна аустенита и предел прочности (TS) стального листа, полученного после прохождения стальным листом линии непрерывного цинкования погружением (CGL), снижается. Соответственно, хотя нет необходимости в ее ограничении, предпочтительно, чтобы температура в процессе второго нагрева составляла 900°С или ниже. Температура в процессе второго нагрева более предпочтительно составляет 750-800°С.In addition, the temperature in the second heating process (reheating process) is set to 700 ° C. or higher. The second heating process is carried out, as described above, on a continuous dip galvanizing line (CGL). When the temperature during the second heating process is below 700 ° C, the surface of the steel sheet is not restored on the continuous dip galvanizing line (CGL), coating disturbances can occur and it is difficult to provide excellent ductility. When the temperature during the second heating (reheating process) exceeds 900 ° C, there is a tendency to coarsening of austenite crystalline grains and the tensile strength (TS) of the steel sheet obtained after the steel sheet passes the continuous galvanizing line by immersion (CGL) decreases. Accordingly, although it is not necessary to limit it, it is preferable that the temperature during the second heating is 900 ° C or lower. The temperature during the second heating process is more preferably 750-800 ° C.

Процесс охлаждения после повторного нагрева может быть выполнен в тех же условиях, как в случае процесса охлаждения после отжига при однократном отжиге. Кроме того, цинкование погружением может быть выполнено в тех же условиях, как в случае вышеуказанного процесса цинкования погружением в процессе охлаждения.The cooling process after reheating can be performed under the same conditions as in the case of the cooling process after annealing with a single annealing. In addition, immersion galvanizing can be performed under the same conditions as in the case of the above immersion galvanizing process during cooling.

Когда нагрев производится два раза, как указано выше, второй нагрев производят после декапирования. При этом поверхностный слой, концентрированный по Mn и т.д., образующийся первым нагревом, может быть удален до второго нагрева, улучшая таким образом свойства покрытия.When heating is performed twice, as described above, the second heating is carried out after decapitation. In this case, the surface layer concentrated by Mn, etc., formed by the first heating, can be removed before the second heating, thereby improving the properties of the coating.

Как объяснялось выше, вышеуказанный состав стали регулируется для формирования вышеуказанной микроструктуры так, чтобы получать высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист и т.д., синергично проявляющий таким образом два эффекта, описанных далее. В результате, можно сделать кристаллическое зерно феррита и аустенита мелкодисперсным без добавления большого количества Si и без добавления Cr или Mo в качестве упрочняющего элемента. Таким образом можно ускорить концентрирование С или Mn в структуре аустенита и эффективно превращать аустенит в мартенсит.As explained above, the above steel composition is adjusted to form the above microstructure so as to obtain high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of the steel sheet, etc., thus synergistically exhibiting the two effects described below. As a result, it is possible to make the crystalline grain of ferrite and austenite finely dispersed without adding a large amount of Si and without adding Cr or Mo as a reinforcing element. Thus, it is possible to accelerate the concentration of C or Mn in the structure of austenite and effectively convert austenite to martensite.

В качестве первого эффекта, средний размер кристаллического зерна феррита может быть снижен до 18 мкм или менее за счет эффекта закрепления карбида, такого как TiC, NbC и VC, образующихся добавлением одного или нескольких элементов, выбранных из Ti, Nb, V, при движении границы зерен. В результате можно подавить укрупнение кристаллического зерна аустенита, возникающего и растущего в двухфазной области феррита и аустенита или кристаллического зерна аустенита в однофазной области аустенита. Кроме того, в качестве второго эффекта можно диспергировать мартенсит при нагреве во время отжига, так что толщина лентовидной структуры в горячекатаном листе, содержащем большое количество С и Mn, удовлетворяет вышеуказанному сравнительному выражению (1). Благодаря синергетическому эффекту этих двух эффектов нет необходимости добавлять Cr, ухудшающий способность к химическому превращению или свойства покрытия, обеспечивая тем самым высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист и т.д., с чрезвычайно высокой способностью к химическому превращению или свойств покрытия и с превосходной формуемостью.As a first effect, the average crystal grain size of ferrite can be reduced to 18 microns or less due to the effect of fixing carbide, such as TiC, NbC and VC, formed by the addition of one or more elements selected from Ti, Nb, V, while moving the border grains. As a result, it is possible to suppress the coarsening of the crystalline austenite grain that arises and grows in the biphasic region of ferrite and austenite or the crystalline austenite grain in the single-phase region of austenite. In addition, as a second effect, martensite can be dispersed upon heating during annealing, so that the thickness of the ribbon-like structure in a hot-rolled sheet containing a large amount of C and Mn satisfies the above comparative expression (1). Due to the synergistic effect of these two effects, there is no need to add Cr, which deteriorates the chemical transformation ability or coating properties, thereby providing high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength steel sheet, etc., with extremely high chemical conversion ability or coating properties and with excellent formability.

Кроме того, поскольку Mo не добавляют, толщина лентовидной структуры в горячекатаном листе может быть получена сравнительно тоньше. Поэтому, даже когда стальной лист проходит линию непрерывного отжига (CAL) (одноразовый процесс) или стальной лист проходит линию непрерывного цинкования погружением (CGL) (одноразовый процесс), хотя каждый процесс отрицательно влияет на способность к химическому превращению или свойства покрытия, можно изготавливать высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист или высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, каждый из которых обладает превосходной пластичностью без нагрева до слишком высокой температуры.In addition, since Mo is not added, the thickness of the ribbon-like structure in the hot-rolled sheet can be obtained relatively thinner. Therefore, even when the steel sheet goes through the continuous annealing line (CAL) (one-time process) or the steel sheet goes through the continuous dip galvanizing line (CGL) (one-time process), although each process adversely affects the chemical conversion ability or coating properties, high strength can be made with a high ratio of yield strength to tensile strength cold rolled steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength galvanized steel sheet, high strength with high OKIMO ratio of yield strength to tensile strength dip galvanized steel sheet with high strength and a high ratio of the yield strength galvannealed steel sheet by dipping each of which exhibits excellent moldability without heating to too high a temperature.

Кроме того, в соответствии с двукратным процессом, таким, что стальной лист проходит линию непрерывного цинкования погружением (CGL) после прохождения линии непрерывного отжига (CAL), можно изготавливать высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист или высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, каждый из которых обладает превосходными свойствами покрытия и пластичностью. Считается, что эти превосходные свойства обеспечиваются следующими процессами: внутренний окисленный слой, образованный непосредственно под поверхность стального листа намоткой горячекатаного листа при высокой температуре и двухразовым нагревом для подавления концентрирования Mn, которое ухудшает свойства покрытия на поверхности стального листа, поверхностный концентрированный слой Mn, который ухудшает свойства покрытия, образованный первым нагревом при высокой температуре, удаляют декапированием до второго нагрева, и второй нагрев при высокой температуре до цинкования погружением расплавляет и диспергирует лентовидную структуру с высокой концентрацией С и Mn, так что диспергированная лентовидная структура благоприятно влияет, например, на формирование вторичной фазы мартенсита.Furthermore, in accordance with a two-time process such that the steel sheet goes through the continuous dip galvanizing line (CGL) after passing the continuous annealing line (CAL), it is possible to produce high strength with a high yield strength to tensile strength dipped galvanized steel sheet or high strength with high by the ratio of yield strength to tensile strength, annealed galvanized dipped galvanized steel sheet, each of which has excellent coating properties and ductility. It is believed that these excellent properties are provided by the following processes: an inner oxidized layer formed directly below the surface of the steel sheet by winding the hot-rolled sheet at high temperature and heating twice to suppress Mn concentration, which impairs the coating properties on the steel sheet surface, and the surface concentrated Mn layer, which degrades the properties of the coating formed by the first heating at high temperature are removed by decapitation until the second heating, and the second heating at a high temperature, prior to galvanizing by immersion, the ribbon-like structure with a high concentration of C and Mn melts and disperses, so that the dispersed ribbon-like structure favorably affects, for example, the formation of the secondary martensite phase.

Таким образом, настоящим изобретением можно стабильно изготавливать высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности холоднокатаный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный стальной лист, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности оцинкованный погружением стальной лист или высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности отожженный оцинкованный погружением стальной лист, для каждого из которых отсутствуют проблемы со способностью к химическому превращению или свойствами покрытия, имеющий высокую прочность и высокое отношением предела текучести к пределу прочности и превосходную формуемость.Thus, the present invention can stably produce high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of a cold rolled steel sheet, high strength with a high ratio of yield strength to tensile strength of galvanized steel sheet, high strength with a high ratio yield strength to ultimate strength immersion galvanized steel sheet or high strength with a high ratio of yield strength to cause strength galvannealed steel sheet by dipping, for each of which there are no problems with the ability of chemical conversion coating properties or having a high strength and a high ratio of the yield strength and excellent formability.

В частности, настоящее изобретение соответствующим образом применяется к использованию в качестве стальных листов для использования в автомобиле для внутренних или внешних листов автомобильных кузовов. Это позволяет достичь снижения веса и улучшения прочности применением настоящего изобретения для использование стального листа в автомобиле, способствуя тем самым сохранению земной среды за счет улучшения расхода топлива и обеспечения безопасности водителя и пассажиров.In particular, the present invention is appropriately applied to use as steel sheets for use in an automobile for internal or external sheets of automobile bodies. This allows to reduce weight and improve strength by using the present invention for using steel sheet in a car, thereby contributing to the preservation of the earth's environment by improving fuel consumption and ensuring the safety of the driver and passengers.

(Примеры)(Examples)

Таблица 1 представляет химический состав (% масс.) стали марок А-Z стального материала в соответствии с примерами настоящего изобретения и сравнительными примерами. Таблица 2 представляет химический состав (% масс.) стали марок а-t стального материала в соответствии с примерами настоящего изобретения и сравнительными примерами.Table 1 presents the chemical composition (% wt.) Of steel grades A-Z of a steel material in accordance with the examples of the present invention and comparative examples. Table 2 presents the chemical composition (% wt.) Of steel of grades a-t of a steel material in accordance with the examples of the present invention and comparative examples.

Таблицы 3 и 4 иллюстрируют условия изготовления стального листа в примерах в соответствии с настоящим изобретением и сравнительных примерах. Здесь в столбце “Тип” в таблицах 3 и 4, “CR”, “GI” и “GA” представляют холоднокатаный стальной лист (без покрытия), оцинкованный погружением стальной лист и оцинкованный погружением отожженный стальной лист соответственно.Tables 3 and 4 illustrate the manufacturing conditions of the steel sheet in the examples in accordance with the present invention and comparative examples. Here, in the “Type” column in Tables 3 and 4, “CR”, “GI” and “GA” represent cold rolled steel sheet (uncoated), dip galvanized steel sheet and dip galvanized annealed steel sheet, respectively.

В примерах проводят горячую прокатку 300 мм толщины сляба непрерывного литья химического состава, представленного в таблицах 1 и 2, в условиях изготовления, представленных в таблицах 3 и 4, и намотку в виде горячекатаного листа толщиной 2,8 мм. Горячекатаный лист, полученный после последующего декапирования, или холоднокатаный лист, полученный холодной прокаткой горячекатаного листа, полученного после декапирования, должен быть толщиной 1,2 мм, (1) полученный лист нагревают на линии непрерывного отжига (CAL) (CR). Каждый из полученного горячекатаного листа или холоднокатаного листа (2) полученный лист нагревают на линии непрерывного отжига (CAL) (первый нагрев) и нагревают на линии непрерывного цинкования погружением (CGL) после декапирования (второй нагрев) и проводят его цинкование погружением и последующее его непосредственное легирование (GI/GA). Кроме того, в отношении каждого из полученных горячекатаного листа или холоднокатаного листа, (3) полученный лист нагревают на линии непрерывного цинкования погружением (CGL), проводят его цинкование погружением и последующее его непосредственное легирование (GI/GA). При этом условия нанесения слоя металлического покрытия следующие: лист погружают в ванну для металлизации (состав ванны: 0,15% Al-Zn, температура ванны: 470°С) (время погружения: 1 секунда) и затем количество покрытия доводят до 60 г/м² на одной стороне (двустороннее покрытие) сдувкой газом.In the examples, hot rolling of 300 mm thickness of the continuous casting slab of the chemical composition shown in Tables 1 and 2 is carried out in the manufacturing conditions shown in Tables 3 and 4, and winding in the form of a hot-rolled sheet with a thickness of 2.8 mm The hot-rolled sheet obtained after subsequent decapitation, or the cold-rolled sheet obtained by cold rolling of the hot-rolled sheet obtained after decapitation, should be 1.2 mm thick, (1) the resulting sheet is heated on a continuous annealing line (CAL) (CR). Each of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet (2) the obtained sheet is heated on a continuous annealing line (CAL) (first heating) and heated on a continuous galvanizing line by immersion (CGL) after decapitation (second heating) and it is galvanized by immersion and its subsequent direct alloying (GI / GA). In addition, in relation to each of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet, (3) the obtained sheet is heated on a continuous galvanizing line by immersion (CGL), it is galvanized by immersion and its subsequent direct alloying (GI / GA). The conditions for applying a layer of metal coating are as follows: the sheet is immersed in a bath for metallization (bath composition: 0.15% Al-Zn, bath temperature: 470 ° C) (immersion time: 1 second) and then the amount of coating is adjusted to 60 g / m ² on one side (double-sided coating) with gas blowing.

Каждый из стальных листов, полученных вышеуказанным образом, используют в качестве образца для оценки механических свойств, способности к химическому превращению, свойств покрытия, способности к легированию, свариваемости методом точечной сварки и усталостных характеристик. Результаты представлены в таблицах 5 и 6. Здесь, в столбце “баланс структуры” в таблицах 5 и 6, “F”, “Р”, “RA” и “θ” представляют нерекристаллизованный феррит, перлит, остаточный аустенит и карбид, такой как цементит, соответственно.Each of the steel sheets obtained in the above manner is used as a sample for assessing mechanical properties, chemical transformation ability, coating properties, alloying ability, spot weldability and fatigue characteristics. The results are presented in tables 5 and 6. Here, in the column “balance of structure” in tables 5 and 6, “F”, “P”, “RA” and “θ” represent unrecrystallized ferrite, perlite, residual austenite and carbide, such as cementite, respectively.

(Механические свойства)(Mechanical properties)

Механические свойства оценивают испытаниями на растяжение и на раздачу отверстия.The mechanical properties are evaluated by tensile tests and by the distribution of holes.

(i) Испытания на растяжение(i) Tensile Testing

Испытание на растяжение проводят в соответствии с JIS Z2241-2011 с помощью образца JIS No 5, сформированного так, чтобы направление растяжения было ортогональным к направлению прокатки стального листа, как указано в JIS Z2204. Предел текучести (YP), предел прочности (TS) и общее удлинение (EL) измеряют для определения отношения предела текучести к пределу прочности (=100xYP/TS) и значение TSxEL (баланс прочность-пластичность).The tensile test is carried out in accordance with JIS Z2241-2011 using a sample JIS No. 5 formed so that the direction of tension is orthogonal to the direction of rolling of the steel sheet, as indicated in JIS Z2204. Yield strength (YP), tensile strength (TS) and total elongation (EL) are measured to determine the ratio of yield strength to tensile strength (= 100xYP / TS) and TSxEL (strength-ductility balance).

(ii) Испытания на раздачу отверстия(ii) Hole distribution tests

Испытания на раздачу отверстия проводят в соответствии со стандартом Японской федерации черной металлургии JFS Т 1001 (1996). Более точно, в первую очередь каждый полученный стальной лист разрезают на части 100-мм кв. Затем, когда толщина стального листа 2 мм или более, допуск составляет 12%±1%, и когда толщина стального листа составляет менее 2 мм, допуск составляет 12%±2%. Отверстие диаметром 10 мм просекают в стальном листе после резки. После этого конический пробойник с углом при вершине 60° запрессовывают в отверстие, пробитое с помощью штампа с внутренним диаметром 75 мм, в то время как стальной лист поддерживают в состоянии, в котором на него действует сминающее усилие 9 тонн. Внутренний диаметр отверстия измеряют при достижении коническим пробойником положения предела начала образования трещин в стальном листе и критическую степень раздачи отверстия λ (%) определяют по следующей формуле (2). В следующей формуле (2) Df и Do представляет отверстие диаметром (мм) на момент начала образования трещин и начальный диаметр отверстия (мм) соответственно.Hole distribution tests are carried out in accordance with JFS T 1001 (1996), Japan Steel Standard. More precisely, first of all, each steel sheet obtained is cut into pieces of 100 mm square. Then, when the thickness of the steel sheet is 2 mm or more, the tolerance is 12% ± 1%, and when the thickness of the steel sheet is less than 2 mm, the tolerance is 12% ± 2%. A hole with a diameter of 10 mm is cut through in a steel sheet after cutting. After that, a conical punch with an angle at an apex of 60 ° is pressed into the hole punched with a stamp with an inner diameter of 75 mm, while the steel sheet is maintained in a state in which a crushing force of 9 tons acts on it. The inner diameter of the hole is measured when the conical punch reaches the limit of the onset of cracking in the steel sheet and the critical degree of hole distribution λ (%) is determined by the following formula (2). In the following formula (2), Df and Do represent a hole with a diameter (mm) at the time of crack initiation and an initial hole diameter (mm), respectively.

Критическая степень раздачи отверстия λ{(D_f-D₀)/D₀}×100 (2)The critical degree of distribution of the hole λ {(D _f -D ₀ ) / D ₀ } × 100 (2)

На основании результатов испытания на раздачу отверстия, степень отбортовки внутренних кромок оценивают по значению критической степени раздачи отверстия λ, полученной определением по вышеуказанной формуле (2). Более точно, когда предел прочности (TS) относится к классу 590 МПа, стальной лист с λ 60% или более оценивается как “хороший”, а когда предел прочности (TS) относится к классу 780 МПа или к классу 980 МПа, стальной лист с λ 30% или более оценивается как “хороший”.Based on the results of the hole distribution test, the degree of flanging of the inner edges is estimated by the value of the critical degree of hole distribution λ obtained by the determination according to the above formula (2). More precisely, when the tensile strength (TS) refers to the class of 590 MPa, a steel sheet with λ 60% or more is rated as “good”, and when the tensile strength (TS) refers to the class of 780 MPa or to the class of 980 MPa, the steel sheet with λ 30% or more is rated as “good”.

(Способность к химическому превращению)(Chemical conversion ability)

Способность к химическому превращению оценивают следующими методиками. Применяют фосфатную обработку стального листа после обезжиривания и промывки водой, после чего, в качестве испытания на сплошность, фильтровальную бумагу, смоченную реагентом (раствор ферроксила), окрашивающуюся при взаимодействии с ионами двухвалентного железа, присоединяют к испытуемой поверхности для обнаружения области кристаллов, не связанных с фосфорной кислотой (поры), оставшейся на поверхности стального листа, и анализ изображения выполняют с использованием вышеуказанного программного обеспечения Image-Pro для определения доли площади пор. При этом стальной лист с долей площади пор 7% или менее оценивается как “хороший” и стальной лист с долей площади пор более 7% оценивается как “плохой”.The ability to chemical transformation is evaluated by the following methods. Applied phosphate treatment of the steel sheet after degreasing and washing with water, after which, as a test for continuity, filter paper moistened with a reagent (ferroxyl solution), dyed by interaction with ferrous ions, is attached to the test surface to detect a region of crystals unrelated to phosphoric acid (pores) remaining on the surface of the steel sheet, and image analysis is performed using the above Image-Pro software to determine the proportion of p horseradish then. Moreover, a steel sheet with a pore area fraction of 7% or less is rated as “good” and a steel sheet with a pore area fraction of more than 7% is rated as “bad”.

(Свойства покрытия)(Coating properties)

Свойства покрытия стального листа оценивают визуально следующим образом: стальной лист, не имеющий дефектов, в виде отсутствия покрытия, оценивают как “хороший”, стальной лист имеющий дефекты, в виде частичного отсутствия покрытия, оценивают как “посредственный”, и стальной лист, имеющий большое количество дефектов, в виде отсутствия покрытия, оценивают как “плохой”.The coating properties of a steel sheet are visually evaluated as follows: a steel sheet without defects, in the form of a lack of coating, is evaluated as “good”, a steel sheet having defects, in the form of a partial lack of coating, is evaluated as “mediocre”, and a steel sheet having a large the number of defects, in the form of lack of coverage, is assessed as “bad”.

(Свойства легирования)(Alloying Properties)

Свойства легирования оценивают визуально: стальной лист, не имеющий неровномерсти легирования, оценивают как “хороший”, стальной лист, имеющий небольшую неравномерность легирования, оценивают как “посредственный”, и стальной лист, имеющий замечательную неравномерность легирования, оценивают как “плохой”.The alloying properties are evaluated visually: a steel sheet having no unevenness of alloying is rated as “good”, a steel sheet having a slight unevenness of alloying is rated as “mediocre”, and a steel sheet having a remarkable unevenness of alloying is rated as “bad”.

(Свариваемость методом точечной сварки)(Spot weldability)

Точечную сварку выполняют с купольным сварочным электродом с диаметром дальнего конца 6 мм, усилием на электроде 3,10 кН, сварочным током 7 кА, числом прижатий 25 циклов, число установок 3 цикла, число сварок 13 циклов и число фиксаций 25 циклов. После сварки измеряют усилие на растяжение (TSS) в соответствии с испытанием сварного соединения на срез при растяжении, указанном в JIS Z3136-1999, и усилие на растяжение (CTS) в соответствии с испытанием на растяжение сварного крестообразного образца, указанном в JIS Z3137-1999. Стальной лист, который удовлетворяет требованию, чтобы усилие на растяжение (TSS), которое является стандартным усилием сдвига при растяжении листа толщиной 1,2 мм, составляло 8787 Н или более и коэффициент пластичности (CTS/TSS) составлял 0,25 или более, оценивается как “превосходный”, и стальной лист, который не удовлетворяет вышеуказанным требованиям, оценивается как “плохой”.Spot welding is performed with a dome welding electrode with a diameter of the far end of 6 mm, a force of 3.10 kN on the electrode, a welding current of 7 kA, a number of presses of 25 cycles, a number of installations of 3 cycles, a number of welds of 13 cycles and a number of fixations of 25 cycles. After welding, the tensile stress (TSS) is measured in accordance with the tensile shear weld test specified in JIS Z3136-1999, and the tensile force (CTS) in accordance with the tensile test of the welded cruciform specimen specified in JIS Z3137-1999 . A steel sheet that meets the requirement that the tensile force (TSS), which is the standard tensile shear stress of a sheet with a thickness of 1.2 mm, is 8787 N or more and the ductility coefficient (CTS / TSS) is 0.25 or more, is estimated as “excellent”, and a steel sheet that does not meet the above requirements is rated as “bad”.

(Усталостные характеристики)(Fatigue characteristics)

Усталостные характеристики оценивают испытанием на усталость. При испытании на усталость симметричным плоским изгибом, в качестве испытания на усталость, измеряют напряжение в случае, когда разрыв не наблюдался до 10⁷ циклов. На основании результатов испытания на усталость, с учетом измеренного значения напряжения (усталостная прочность) и значения, полученного делением усталостной прочности на предел прочности (TS) (предел усталости), оценивают уровни этих двух значений. Чтобы быть более точными, здесь, когда класс предела прочности (TS) составляет 590 МПа, стальной лист, имеющий усталостную прочность 240 МПа или более, оценивается как “хороший”, когда класс предела прочности (TS) составляет 780 МПа, стальной лист, имеющий усталостную прочность 320 МПа, оценивается как “хороший”, когда класс предела прочности (TS) составляет 980 МПа, стальной лист, имеющий усталостную прочность 400 МПа или более, оценивается как “хороший”. Кроме того, в случае предела прочности (TS) любого класса, стальной лист, имеющий предел усталости 0,40 или более, оценивается как "хороший".Fatigue performance is evaluated by a fatigue test. In a fatigue test by symmetric flat bending, as a fatigue test, the stress is measured in the case where a break was not observed up to 10 ⁷ cycles. Based on the results of the fatigue test, taking into account the measured stress value (fatigue strength) and the value obtained by dividing the fatigue strength by the tensile strength (TS) (fatigue limit), the levels of these two values are estimated. To be more precise, here, when the tensile strength class (TS) is 590 MPa, a steel sheet having a fatigue strength of 240 MPa or more is rated “good” when the tensile strength class (TS) is 780 MPa, a steel sheet having a fatigue strength of 320 MPa is rated as “good” when the tensile strength class (TS) is 980 MPa, a steel sheet having a fatigue strength of 400 MPa or more is rated as “good”. In addition, in the case of a tensile strength (TS) of any class, a steel sheet having a fatigue limit of 0.40 or more is rated as “good”.

Как показано в таблице 5 и таблице 6, каждый из стальных листов настоящего изобретения имеет отношение предела текучести к пределу прочности (YR) 60% или более и предел прочности (TS) 590 МПа или более. Значение TSxEL каждого стального листа составляет 15000 мПа·% или более, то есть хороший баланс прочность-пластичность. Кроме того, каждый полученный стальной лист является превосходным при раздаче отверстия и с требуемыми механическими свойствами. Кроме того, удовлетворительные оценки получены и в отношении способности к химическому превращению, свойств покрытия, свойств легирования, свариваемости методом точечной сварки и усталостных характеристик.As shown in table 5 and table 6, each of the steel sheets of the present invention has a yield strength ratio (YR) of 60% or more and a tensile strength (TS) of 590 MPa or more. The TSxEL value of each steel sheet is 15,000 mPa ·% or more, i.e. a good strength-ductility balance. In addition, each steel sheet obtained is excellent in hole distribution and with the required mechanical properties. In addition, satisfactory estimates were obtained with respect to the chemical transformation ability, coating properties, alloying properties, spot weldability and fatigue characteristics.

Хотя настоящее изобретение было специально объяснено совместно с примерами, настоящее изобретение не ограничивается описанием вышеуказанных примеров в заявке, которое является просто одним вариантом осуществления настоящего изобретения, и возможны, например, различные модификации и приложения, которые могут быть выполнены специалистами в данной области техники без отхода от сущности настоящего изобретения. Например, в серии термообработок вышеуказанного способа изготовления стального листа необходимо только соответствие термической истории, и, например, отсутствуют особые ограничения на установки для применения термической обработки стальных листов. Кроме того, в случае когда применяют легирование после цинкования, высокопрочный с высоким отношением предела текучести к пределу прочности стальной лист настоящего изобретения также может быть подвергнут дрессировке после легирования для коррекции его формы без отступления от сущности настоящего изобретения.Although the present invention has been specifically explained in conjunction with the examples, the present invention is not limited to the description of the above examples in the application, which is just one embodiment of the present invention, and, for example, various modifications and applications are possible that can be carried out by those skilled in the art without departing from the essence of the present invention. For example, in a series of heat treatments of the above method of manufacturing a steel sheet, it is only necessary to match the thermal history, and, for example, there are no special restrictions on the installation for applying heat treatment to steel sheets. In addition, in the case where alloying after galvanizing is used, a high-strength steel sheet of the present invention with a high yield strength to tensile strength ratio can also be tempered after alloying to correct its shape without departing from the essence of the present invention.

Кроме того, настоящее изобретение также может быть применено к горячекатаному стальному листу без покрытия и холоднокатаному стальному листу, или гальванически оцинкованному стальному листу, для которых ожидаемыми являются такие вышеописанные эффекты.Furthermore, the present invention can also be applied to uncoated hot rolled steel sheet and cold rolled steel sheet, or galvanized galvanized steel sheet, for which such effects described above are expected.

Claims

1. High strength steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, including:
as a component composition, in wt.%: 0.03-0.20 C, 1.0 or less Si, more than 1.5 to 3.0 Mn, 0.10 or less P, 0.05 or less S , 0.10 or less Al, 0.010 or less N, one or more elements selected from Ti, Nb and V, the total content of which is 0.010-1.000, 0.001 - 0.010 Ta, the rest is Fe and inevitable impurities,
having a structure comprising ferrite and a secondary phase, as a microstructure, in which
the ferrite area fraction is 50% or more and the average crystalline grain size is 18 μm or less, the secondary phase includes martensite, the area fraction of which is from 1 to less than 7% and the thickness of the plate structure formed by the secondary phase satisfies the following expression (1):

T b / T \leq 0.005 (one)

where
Tb is the average thickness of the plate structure in the direction of the sheet thickness, and T is the thickness of the sheet.

2. The steel sheet according to claim 1, in which the average crystalline grain size of martensite is 3 μm or less.

3. The steel sheet according to claim 1, the composition of which further includes, in wt.%, At least one element selected from 0.05-1.00 Cu, 0.05-1.00 Ni and 0.0003-0 , 0050 V.

4. The steel sheet according to claim 2, the composition of which further includes, in wt.%, At least one element selected from 0.05-1.00 Cu, 0.05-1.00 Ni and 0.0003-0 , 0050 V.

5. The steel sheet according to any one of claims 1 to 4, the composition of which further includes, in wt.%, At least one element selected from 0.001-0.005 Ca, 0.001-0.005 Mg and 0.001-0.005 rare earth metals (REM).

6. The steel sheet according to any one of claims 1 to 4, the composition of which further includes, in wt.%, 0,002-0,200 Sn and / or 0,002-0,200 Sb.

7. The steel sheet according to any one of claim 5, the composition of which further includes, in wt.%, 0,002-0,200 Sn and / or 0,002-0,200 Sb.

8. High-strength cold-rolled steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, which is a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 7, subjected to cold rolling.

9. High-strength galvanized steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, which is a high-strength steel sheet according to any one of claims 1 to 7, comprising a zinc-based coating film formed on it.

10. High strength dip galvanized steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, wherein the zinc coating film of the high strength steel sheet of claim 9 is a film obtained by dip galvanizing.

11. High strength dip galvanized and annealed steel sheet having a yield strength to tensile strength of 0.6 or more, in which the zinc coating film of the high strength galvanized steel sheet according to claim 9 is a film obtained by annealing after dip galvanizing.

12. A method of manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab having the composition specified in any one of claims 1 to 7 to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
heating the cold-rolled sheet obtained by cold rolling to a temperature of 750 ° C or higher, and
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher.

13. A method of manufacturing a high-strength dip galvanized steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab having the composition specified in any one of claims 1 to 7 to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
heating the resulting hot rolled sheet or cold rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher; and
dipping galvanized sheet.

14. A method of manufacturing a dip galvanized steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab having the composition specified in any one of claims 1 to 7 to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
a single heating of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by cold rolling, after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher; and
dipping galvanized sheet.

15. A method of manufacturing a dip galvanized and annealed steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab having the composition specified in any one of claims 1 to 7 to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
heating the resulting hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by cold rolling after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher;
dip galvanizing of the sheet, and
alloying of galvanized sheet at a temperature of 470-600 ° C.

16. A method of manufacturing a high strength dip galvanized and annealed steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab having the composition specified in any one of claims 1 to 7 to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
a single heating of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by cold rolling, after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher;
dipping galvanized sheet; and
alloying of galvanized sheet at a temperature of 470-600 ° C.

17. A method of manufacturing a dip galvanized and annealed steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750C °;
a single heating of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by cold rolling, after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher;
dip galvanizing of the sheet, and
alloying a galvanized sheet at a temperature of 470-600 ° C, and the steel slab includes as a component composition, in wt.%: 0.03-0.20 C, 1.0 or less Si, from more than 1.5 to 3.0 Mn, 0.10 or less P, 0.05 or less S, 0.10 or less Al, 0.010 or less N, one or more elements selected from Ti, Nb and V, the total content of which is 0,010-1,000, and the rest is Fe and inevitable impurities,
having a structure comprising ferrite and a secondary phase, as a microstructure, in which
the ferrite area fraction is 50% or more and the average crystalline grain size is 18 μm or less, the secondary phase includes martensite, the area fraction of which is from 1 to less than 7% and the thickness of the plate structure formed by the secondary phase satisfies the following expression (1):

T b / T \leq 0.005 (one)

where
Tb is the average thickness of the plate structure in the direction of the thickness of the sheet, and T is the thickness of the sheet,
and, if necessary, the slab contains at least one group of elements selected from a) -c), in wt.%:
group a) at least one element selected from 0.05-1.00 Cu, 0.05-1.00 Ni and 0.0003-0.0050 V;
group b) at least one element selected from 0.001-0.005 Ca, 0.001-0.005 Mg and 0.001-0.005 rare earth metals (REM);
group c) 0.002-0.200 Sb and / or 0.002-0.200 Sb.

18. A method of manufacturing a dip galvanized steel sheet having a yield strength to tensile strength ratio of 0.6 or more, comprising:
heating a steel slab to a temperature of 1150-1300 ° C;
hot rolling of a steel slab with a finish rolling temperature of 850-950 ° C;
winding a steel sheet obtained by hot rolling at a temperature of 450-750 ° C;
a single heating of the obtained hot-rolled sheet or cold-rolled sheet obtained by cold rolling, after winding to a temperature of 750 ° C or higher;
reheating the sheet to a temperature of 700 ° C or higher after cooling and decapitation after heating;
cooling the sheet to a temperature of 550-700 ° C with an average cooling rate of 3 ° C / s or higher; and
galvanizing a sheet by immersion, the steel slab comprising as a component composition, in wt.%: 0.03-0.20 C, 1.0 or less Si, more than 1.5 to 3.0 Mn, 0.10 or less P, 0.05 or less S, 0.10 or less Al, 0.010 or less N, one or more elements selected from Ti, Nb and V, the total content of which is 0.010-1,000, and the rest Fe and unavoidable impurities,
having a structure comprising ferrite and a secondary phase, as a microstructure, in which
the ferrite area fraction is 50% or more and the average crystalline grain size is 18 μm or less, the secondary phase includes martensite, the area fraction of which is from 1 to less than 7% and the thickness of the plate structure formed by the secondary phase satisfies the following expression (1):

T b / T \leq 0.005 (one)

where
Tb is the average thickness of the plate structure in the direction of the thickness of the sheet, and T is the thickness of the sheet,
and, if necessary, the slab contains at least one group of elements selected from a) -c) in wt.%:
group a) at least one element selected from 0.05-1.00 Cu, 0.05-1.00 Ni and 0.0003-0.0050 V;
group b) at least one element selected from 0.001-0.005 Ca, 0.001-0.005 Mg and 0.001-0.005 rare earth metals (REM);
group c) 0.002-0.200 Sb and / or 0.002-0.200 Sb.

19. A method of manufacturing a dip galvanized steel sheet according to claim 18, wherein the average crystalline grain size of martensite is 3 μm or less.

20. A method of manufacturing a dip galvanized and annealed steel sheet according to 17, in which the average crystalline grain size of martensite is 3 μm or less.