RU2569615C2 - Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства - Google Patents

Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства Download PDF

Info

Publication number
RU2569615C2
RU2569615C2 RU2014106991/02A RU2014106991A RU2569615C2 RU 2569615 C2 RU2569615 C2 RU 2569615C2 RU 2014106991/02 A RU2014106991/02 A RU 2014106991/02A RU 2014106991 A RU2014106991 A RU 2014106991A RU 2569615 C2 RU2569615 C2 RU 2569615C2
Authority
RU
Russia
Prior art keywords
steel sheet
hardness
less
temperature
thickness
Prior art date
Application number
RU2014106991/02A
Other languages
English (en)
Other versions
RU2014106991A (ru
Inventor
Хироюки КАВАТА
Наоки МАРУЯМА
Акинобу МУРАСАТО
Акинобу МИНАМИ
Такеси ЯСУИ
Такуя КУВАЯМА
Сигеру ЙОНЕМУРА
Original Assignee
Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн filed Critical Ниппон Стил Энд Сумитомо Метал Корпорейшн
Publication of RU2014106991A publication Critical patent/RU2014106991A/ru
Application granted granted Critical
Publication of RU2569615C2 publication Critical patent/RU2569615C2/ru

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0221—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the working steps
    • C21D8/0226—Hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0273—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/041—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing involving a particular fabrication or treatment of ingot or slab
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473—Final recrystallisation annealing
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12535—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.] with additional, spatially distinct nonmetal component
    • Y10T428/12611—Oxide-containing component
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
    • Y10T428/12—All metal or with adjacent metals
    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Abstract

Изобретение относится к области металлургии, а именно к высокопрочному гальванизированному стальному листу, используемому в автомобилестроении. Сталь содержит, мас.%: С от 0,075 до 0,30, Si от 0,30 до 2,50, Mn от 1,30 до 3,50, Р от 0,001 до 0,05, S от 0,0001 до 0,01, Al от 0,005 до 1,50, N от 0,0001 до 0,01, О от 0,0001 до 0,01, железо и неизбежные примеси остальное. В диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа коэффициент эксцесса К* распределения твердости между 2%-ной твердостью и 98%-ной твердостью составляет -0,30 или меньше, а структура листа содержит 8% или меньше в объемной доле остаточного аустенита. Отношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа составляет от 0,35 до 0,70, а содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% мас. до 12% мас. Обеспечивается получение листа с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше и высокой способностью к изгибанию. 2 н. и 7 з.п. ф-лы, 23 табл., 1 пр.

Description

Область техники, к которой относится изобретение
[0001] Настоящее изобретение относится к высокопрочному гальванизированному стальному листу и к способу его производства, и, в частности, относится к высокопрочному гальванизированному стальному листу, имеющему превосходную изгибаемость, и к способу его производства. Настоящая заявка основана на и испрашивает приоритет японской патентной заявки № 2011-167436, поданной в Японии 29 июля 2011 г.; полное содержание которой включено в настоящий документ посредством ссылки.
Уровень техники
[0002] В последние годы существует возрастающая потребность в высокопрочных покрытых металлом стальных листах, используемых для автомобилей и т.п., поэтому начали использоваться высокопрочные покрытые металлом стальные листы с максимальным напряжением при растяжении 900 МПа или больше. В качестве способа для формования транспортных средств или деталей автомобилей, использующих такие высокопрочные покрытые металлом стальные листы, можно упомянуть сгибание, такое как прессование. Вообще, чем больше увеличивается прочность стального листа, тем больше ухудшается изгибаемость. Соответственно, когда выполняется изгиб высокопрочного покрытого металлом стального листа, легко возникают проблемы, такие как трещины внутри стального листа у его деформируемой части, надрезание на границе раздела между поверхностью стального листа и слоем металлического покрытия и разрушение или отшелушивание слоя покрытия.
[0003] В качестве способа для улучшения изгибаемости стального листа патентный документ 1 предлагает высокопрочный гальванизированный стальной лист горячего цинкования, в котором химический состав стального листа содержит, в % мас., C: больше чем 0,02%, и 0,20% или меньше, Si: от 0,01% до 2,0%, Mn: от 0,1% до 3,0%, P: от 0,003% до 0,10%, S: 0,020% или меньше, Al: от 0,001% до 1,0%, N: от 0,0004% до 0,015% и Ti: от 0,03% до 0,2%, остаток включает в себя Fe и примеси, металлическая структура стального листа содержит от 30% до 95% феррита по соотношению площадей, вторая фаза остатка состоит из одного или более из следующего: мартенсит, бейнит, перлит, цементит и остаточный аустенит, соотношение площадей мартенсита, если он содержится, составляет от 0% до 50%, и стальной лист содержит выделившуюся фазу карбонитрида на основе титана с диаметром от 2 нм до 30 нм и средним расстоянием между частицами от 30 нм до 300 нм, а также содержит кристаллизованный TiN с диаметром 3 мкм или больше и средним расстоянием между частицами от 50 мкм до 500 мкм.
[0004] Далее, патентный документ 2 в качестве гальванизированного стального листа горячего цинкования, имеющего превосходную изгибаемость, описывает гальванизированный стальной лист горячего цинкования, который имеет химический состав, содержащий, в % мас., C: от 0,03% до 0,11%, Si: от 0,005% до 0,5%, Mn: от 2,0% до 4,0%, P: 0,1% или меньше, S: 0,01% или меньше, раст. Al: от 0,01% до 1,0%, N: 0,01% или меньше, и дополнительно содержащий один или оба из Ti: 0,50% или меньше и Nb: 0,50% или меньше в диапазоне, удовлетворяющем соотношению Ti+Nb/2≥0,03 (Ti и Nb в этом выражении указывают на содержание соответствующих элементов (в % мас.)), с остатком, состоящим из Fe и примесей, который имеет стальную структуру, имеющую средний интервал 300 мкм или меньше в направлении ширины листа частей с повышенной концентрацией Mn, простирающихся в направлении прокатки на глубине 1/20t (t: толщина стального листа) от поверхности, доля площади феррита 60% или больше, и средний диаметр зерна феррита от 1,0 до 6,0 мкм, и содержащую 100 или больше выделений на мкм2 с диаметром от 1 до 10 нм в феррите, и имеет предел прочности 540 МПа или больше.
[0005] Далее, патентный документ 3 в качестве покрытого металлом стального листа горячего покрытия, обладающего как пластичностью, так и изгибаемостью, описывает стальной лист горячего покрытия, имеющий содержащий цинк плакирующий металлический слой на поверхности холоднокатаного стального листа, который имеет химический состав, содержащий, в % мас., C: от 0,08% до 0,25%, Si: 0,7% или меньше, Mn: от 1,0% до 2,6%, Al: 1,5% или меньше, P: 0,03% или меньше, S: 0,02% или меньше и N: 0,01% или меньше, и имеющий соотношение между Si и Al, удовлетворяющее условию 1,0%≤Si+Al≤1,8%, с остатком, состоящим из Fe и примесей, и имеет механические характеристики, удовлетворяющие условиям TS≥590 (TS: предел прочности (МПа)), TS×El≥17500 (El: полное удлинение (%)), и ρ≤1,5×t (ρ: предельный радиус изгиба (мм), t: толщина листа (мм)).
[0006] Патентный документ 4 в качестве холоднокатаного стального листа, имеющего хорошую пластичность и изгибаемость, описывает холоднокатаный стальной лист, который имеет химический состав, содержащий, в % мас., C: от 0,08% до 0,20%, Si: 1,0% или меньше, Mn: от 1,8% до 3,0%, P: 0,1% или меньше, S: 0,01% или меньше, тв. Al: от 0,005% до 0,5%, N: 0,01% или меньше и Ti: от 0,02% до 0,2%, с остатком, состоящим из Fe и примесей, который имеет стальную структуру, состоящую в % об. из феррита: 10% или больше, бейнита: от 20% до 70%, остаточного аустенита: от 3% до 20% и мартенсита: от 0% до 20%, в которой средний диаметр зерна феррита составляет 10 мкм или меньше, средний диаметр зерна бейнита составляет 10 мкм или меньше, средний диаметр зерна остаточного аустенита составляет 3 мкм или меньше, и средний диаметр зерна мартенсита составляет 3 мкм или меньше, который имеет такие механические характеристики, что предел прочности (TS) составляет 780 МПа или больше, произведение (TS×El) предела прочности (TS) и полного удлинения (El) составляет 14000 МПа ∙ % или больше, и минимальный радиус изгиба в испытании на изгиб составляет 1,5t или меньше (t: толщина листа), и который имеет толщину листа 2,0 мм или больше, и описывает, что плакирование обеспечивается на поверхности холоднокатаного стального листа.
[0007] Патентный документ 5 в качестве легированного гальванизированного стального листа горячего цинкования, имеющего превосходную изгибаемость, описывает легированный гальванизированный стальной лист горячего цинкования, который имеет химический состав, содержащий, в % мас., C: от 0,03% до 0,12%, Si: от 0,02% до 0,50%, Mn: от 2,0% до 4,0%, P: 0,1% или меньше, S: 0,01% или меньше, раст. Al: от 0,01% до 1,0% и N: 0,01% или меньше, и дополнительно содержащий один или оба из Ti: 0,50% или меньше и Nb: 0,50% или меньше в диапазоне, удовлетворяющем соотношению Ti+Nb/2≥0,03, с остатком, состоящим из Fe и примесей, который имеет такую стальную структуру, что доля площади феррита составляет 60% или больше, и средний диаметр зерна феррита составляет от 1,0 мкм до 6,0 мкм, в котором легированный слой горячего цинкования содержит, в % мас., Fe: от 8% до 15% и Al: от 0,08% до 0,50%, с остатком, состоящим из цинка и примесей, и легированный гальванизированный стальной лист горячего цинкования имеет предел прочности 540 МПа или больше и имеет превосходную изгибаемость.
[0008] Патентный документ 6 в качестве высокопрочного гальванизированного стального листа горячего цинкования, имеющего превосходную обрабатываемость, описывает лист, имеющий слой горячего цинкования на основном стальном листе, содержащем, в % мас., C: от 0,03% до 0,17%, Si: от 0,01% до 0,75%, Mn: от 1,5% до 2,5%, P: 0,080% или меньше, S: 0,010% или меньше, раст. Al: от 0,01% до 1,20%, Cr: от 0,3% до 1,3%, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей, и имеющий стальную структуру, состоящую в % об. из от 30% до 70% феррита, менее 3% остаточного аустенита с остатком из мартенсита, в котором 20% или больше мартенсита является мартенситом отпуска.
[0009] Патентный документ 7 в качестве ультравысокопрочного холоднокатаного стального листа, имеющего превосходную обрабатываемость сгибанием, описывает сталь, содержащую, в % мас., C: от 0,12% до 0,30%, Si: 1,2% или меньше, Mn: от 1% до 3%, P: 0,020% или меньше, S: 0,010% или меньше, раст. Al: от 0,01% до 0,06%, с остатком, состоящим из Fe и неизбежных примесей, имеющую мягкий слой из C: 0,1% мас. или меньше в поверхностной части слоя на обеих поверхностях в количестве от 3% об. до 15% об. на поверхность, с остатком, состоящим из сложной структуры остаточного аустенита в количестве менее 10% об. и фазы низкотемпературного превращения или дополнительного феррита.
Документы предшествующего уровня техники
Патентные документы
[0010] Патентный документ 1: японская выложенная патентная заявка № 2007-16319
Патентный документ 2: японская выложенная патентная заявка № 2009-215616
Патентный документ 3: японская выложенная патентная заявка № 2009-270126
Патентный документ 4: японская выложенная патентная заявка № 2010-59452
Патентный документ 5: японская выложенная патентная заявка № 2010-65269
Патентный документ 6: японская выложенная патентная заявка № 2010-70843
Патентный документ 7: японская выложенная патентная заявка № H5-195149
Раскрытие изобретения
Проблемы, решаемые изобретением
[0011] Однако, обычные технологии не в состоянии получить достаточную изгибаемость, когда изгиб выполняется на высокопрочном гальванизированном стальном листе, и, таким образом, требуется дальнейшее улучшение изгибаемости.
Принимая во внимание вышеописанную ситуацию, настоящее изобретение предлагает высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства.
Способы решения проблем
[0012] Авторы настоящего изобретения провели интенсивные исследования для того, чтобы получить высокопрочный гальванизированный стальной лист с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, для которого может быть получена превосходная изгибаемость путем предотвращения как трещин внутри стального листа, который является основным материалом, так и надрезания на границе раздела между поверхностью стального листа и слоем металлического покрытия, и разрушения и отшелушивания слоя покрытия, которые происходят в его деформируемой части при выполнении изгиба. В результате авторы настоящего изобретения нашли, что возможен высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий легированный слой гальванического покрытия с содержанием железа от 8% до 12%, сформированный на поверхности основного стального листа, имеющий предопределенные химические компоненты, в которых в структуре основного стального листа остаточный аустенит ограничен 8% в объемной доле или меньше, коэффициент эксцесса K* распределения твердости, которое будет описано позже, составляет -0,30 или меньше, и отношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины «(твердость по Виккерсу поверхностного слоя)/(твердость по Виккерсу на 1/4 толщины)» составляет от 0,35 до 0,70.
[0013] А именно, хотя такой высокопрочный гальванизированный стальной лист имеет максимальный предел прочности 900 МПа или больше, твердость по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа мала по сравнению с твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины, поверхностный слой основного стального листа легко деформируется при выполнении изгиба, и, кроме того, остаточный аустенит, который становится отправной точкой разрушения, ограничен 8% в объемной доле или меньше в структуре основного стального листа. Таким образом, образование трещин во внутренней части основного стального листа затруднено.
[0014] Кроме того, в таком высокопрочном гальванизированном стальном листе, поскольку коэффициент эксцесса K* распределения твердости равен -0,30 или меньше и дисперсия в распределении твердости в основном стальном листе невелика, имеется меньше границ, где области, которые в значительной степени отличаются по твердости, находятся в контакте друг с другом, и образование трещин во внутренней части основного стального листа при выполнении изгиба затруднено.
Далее, в таком высокопрочном гальванизированном стальном листе, поскольку твердость по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа мала по сравнению с твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины, а пластичность поверхностного слоя основного стального листа является превосходной, надрезание при выполнении изгиба предотвращается на стороне основного стального листа на границе раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия, и, таким образом, надрезание на границе раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия затруднено.
[0015] Далее, в таком высокопрочном гальванизированном стальном листе содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% до 12%, и адгезия на границе раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия является превосходной. Таким образом, разрушение и отшелушивание легированного слоя гальванического покрытия при выполнении изгиба затруднены.
Настоящее изобретение было создано на основе таких знаний, и его суть является следующей.
[0016] (1)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, включающий в себя легированный слой гальванического покрытия, сформированный на поверхности основного стального листа, содержащего, в % мас., C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0100%, Al: от 0,005% до 1,500%, N: от 0,0001% до 0,0100% и O: от 0,0001% до 0,0100%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, в котором: остаточный аустенит ограничен 8% в объемной доле или меньше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа; когда множественные области измерения с диаметром 1 мкм или меньше установлены в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, измеренные значения твердости во множественных областях измерения расположены в порядке возрастания для получения распределения твердости, получается целое число N0,02, которое является числом, полученным путем умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,02 и округления этого числа вверх, если это число содержит дробную часть, измеренное значение твердости, которое является по порядку N0,02-ым (самым большим) из измеренных значений минимальной твердости, берется в качестве 2%-ной твердости, получается целое число N0,98, которое является числом, полученным путем умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,98 и округления этого числа в меньшую сторону, если это число содержит дробную часть, и измеренное значение твердости, которое является по порядку N0,98-ым из измеренных значений минимальной твердости, берется в качестве 98%-ной твердости, коэффициент эксцесса K* распределения твердости между 2%-ной твердостью и 98%-ной твердостью составляет -0,30 или меньше; отношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа составляет от 0,35 до 0,70; и содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% мас. до 12% мас.
[0017] (2)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором структура основного стального листа содержит, в долях объема, от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита, от 10% до 50% мартенсита отпуска в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, свежий мартенсит, ограниченный 15% или меньше в объемной доле, и перлит, ограниченный 5% или меньше в объемной доле.
[0018] (3)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором основной стальной лист дополнительно содержит, в % мас., один или оба из Ti: от 0,005% до 0,150%, и Nb: от 0,005% до 0,150%.
[0019] (4)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором основной стальной лист дополнительно содержит, в % мас., один или более из B: от 0,0001% до 0,0100%, Cr: от 0,01% до 2,00%, Ni: от 0,01% до 2,00%, Cu: от 0,01% до 2,00%, Мо: от 0,01% до 1,00% и W: от 0,01% до 1,00%.
[0020] (5)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором основной стальной лист дополнительно содержит, в % мас., V: от 0,005% до 0,150%.
[0021] (6)
Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором основной стальной лист дополнительно содержит в сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. одного или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM (Rare Earth Metal, редкоземельный металл).
[0022] Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(1), в котором любая или обе из покрывающей пленки, состоящей из оксида фосфора, и покрывающей пленки, состоящей из сложного оксида, содержащего фосфор, формируется или формируются на поверхности легированного слоя гальванического покрытия.
[0023] Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную изгибаемость, включающий в себя: стадию горячей прокатки нагретого до температуры 1050°C или больше сляба, содержащего, в % мас., C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0100%, Al: от 0,005% до 1,500%, N: от 0,0001% до 0,0100% и O: от 0,0001% до 0,0100%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей, завершение горячей прокатки при конечной температуре горячей прокатки 880°C или больше и намотку в температурной области 750°C или меньше; стадию непрерывного отжига при нагревании стального листа в диапазоне температур между 600°C и точкой преобразования Ac1 со средней скоростью нагрева 1°C или больше, выдержку стального листа в течение от 20 с до 600 с при температуре отжига в диапазоне между (точка преобразования Ac1+40)°C и температурой точки преобразования Ac3 в атмосфере, в которой значение log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) составляет от -3,0 до 0,0, выполнение деформационной обработки сгибанием-разгибанием два или более раз с использованием валка с радиусом 800 мм или меньше так, чтобы создать разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью величиной 0,0050 или меньше, после чего охлаждение стального листа в диапазоне температур от 740°C до 650°C со средней скоростью охлаждения от 1,0 до 5,0°C/с и охлаждение стального листа в диапазоне температур от 650°C до 500°C со средней скоростью охлаждения от 5 до 200°C/с; и стадию покрытия металлическим сплавом, включающую в себя погружение стального листа после стадии непрерывного отжига в ванну для гальванизации, а затем выдержку стального листа при температуре от 470°C до 650°C в течение 10-120 с.
[0024] (9)
Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(8), в котором после стадии горячей прокатки и перед стадией непрерывного отжига выполняется стадия холодной прокатки со степенью обжатия 30-75%.
[0025] (10)
Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную изгибаемость, в соответствии с п.(8), в котором после стадии легирующей обработки стальной лист выдерживается при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 до 1000 с.
[0026] (11)
Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа, имеющего превосходную ударопрочность, в соответствии с п.(8), в котором после стадии легирующей обработки выполняется стадия добавления покрывающей пленки, состоящей из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
Эффект изобретения
[0027] В соответствии с настоящим изобретением может быть обеспечен высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, и способ его производства.
Наилучший способ реализации изобретения
[0028] Высокопрочный гальванизированный стальной лист по настоящему изобретению является высокопрочным гальванизированным стальным листом с пределом прочности 900 МПа или больше, включающим в себя легированный слой гальванического покрытия, сформированный на поверхности основного стального листа, содержащего, в % мас., C: от 0,075% до 0,300%, Si: от 0,30% до 2,50%, Mn: от 1,30% до 3,50%, P: от 0,001% до 0,050%, S: от 0,0001% до 0,0100%, Al: от 0,005% до 1,500%, N: от 0% до 0,0100% и O: от 0% до 0,0100%, с остатком, состоящим из железа и неизбежных примесей.
[0029] (Химические компоненты основного стального листа)
Сначала будут описаны химические компоненты (состав) основного стального листа, составляющего высокопрочный гальванизированный стальной лист по настоящему изобретению. Следует отметить, что в следующем описании проценты являются массовыми процентами [% мас.].
[0030] «C: от 0,075% до 0,300%»
Углерод содержится для того, чтобы увеличить прочность основного стального листа. Однако, когда содержание углерода превышает 0,300%, свариваемость становится недостаточной. Принимая во внимание свариваемость, содержание углерода предпочтительно составляет 0,250% или меньше, более предпочтительно 0,220% или меньше. С другой стороны, когда содержание углерода составляет меньше чем 0,075%, прочность уменьшается, и становится невозможно гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Для того чтобы увеличить прочность, содержание углерода составляет предпочтительно 0,090% или больше, более предпочтительно 0,100% или больше.
[0031] «Si: от 0,30% до 2,50%»
Кремний является элементом, который подавляет образование карбида на основе железа в основном стальном листе, и необходим для того, чтобы увеличить прочность и формуемость. Далее, он также является элементом, который улучшает способность к отбортовке-вытяжке, поскольку он увеличивает твердость поверхностного слоя основного стального листа как элемент упрочнения твердого раствора. Однако, когда содержание кремния превышает 2,50%, основной стальной лист становится хрупким и пластичность ухудшается. Принимая во внимание пластичность, содержание кремния составляет предпочтительно 2,20% или меньше, более предпочтительно 2,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание кремния составляет меньше чем 0,30%, большое количество крупнозернистых карбидов на основе железа образуется во время легирующей обработки легированного слоя гальванического покрытия, ухудшая прочность и формуемость. Принимая это во внимание, значение нижней границы содержания кремния составляет предпочтительно 0,50% или больше, более предпочтительно 0,70% или больше.
[0032] «Mn: от 1,30% до 3,50%»
Марганец содержится для того, чтобы увеличить прочность основного стального листа. Однако, когда содержание марганца превышает 3,50%, крупнозернистые области с повышенной концентрацией марганца образуются в центральной части толщины основного стального листа, происходит повышение хрупкости, и возникают проблемы, такие как ломка литого сляба. Далее, когда содержание марганца превышает 3,50%, свариваемость также ухудшается. Следовательно, содержание марганца должно составлять 3,50% или меньше. Принимая во внимание свариваемость, содержание марганца предпочтительно составляет 3,20% или меньше, более предпочтительно 3,00% или меньше. С другой стороны, когда содержание марганца составляет меньше чем 1,30%, во время охлаждения после отжига образуется большое количество мягких структур, и, таким образом, становится трудным гарантировать максимальный предел прочности 900 МПа или больше. Таким образом, содержание марганца должно составлять 1,30% или больше. Содержание марганца для дополнительного увеличения прочности предпочтительно составляет 1,50% или больше, более предпочтительно 1,70% или больше.
[0033] «P: от 0,001% до 0,050%»
Фосфор имеет тенденцию сегрегировать в центральной части толщины основного стального листа и охрупчивать зону сварного шва. Когда содержание фосфора превышает 0,050%, зона сварного шва становится довольно хрупкой, и, таким образом, содержание фосфора ограничивается величиной 0,50% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания фосфора, ограничение содержания фосфора величиной меньше чем 0,001%, сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, величина 0,001% устанавливается как значение нижней границы содержания фосфора.
[0034] «S: от 0,0001% до 0,0100%»
Сера оказывает негативное влияние на свариваемость и возможности производства во время литья и горячей прокатки. Таким образом, верхнее предельное значение содержания серы устанавливается в 0,0100% или меньше. Далее, сера соединяется с марганцем с образованием крупнозернистого MnS и уменьшает пластичность и способность к отбортовке-вытяжке. Таким образом, содержание серы предпочтительно составляет 0,0050% или меньше, более предпочтительно 0,0025% или меньше. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания серы. Однако, установка содержания серы менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, величина 0,0001% устанавливается как значение нижней границы содержания серы.
[0035] «Al: от 0,005% до 1,500%»
Алюминий подавляет образование карбида на основе железа для увеличения прочности и формуемости основного стального листа. Однако, когда содержание алюминия превышает 1,500%, свариваемость ухудшается, и, таким образом, верхний предел содержания алюминия устанавливается равным 1,500%. Принимая это во внимание, содержание алюминия предпочтительно составляет 1,200% или меньше, более предпочтительно 0,900% или меньше. Далее, хотя алюминий является эффективным элементом в качестве раскисляющего материала, когда содержание алюминия составляет меньше чем 0,005%, существенный эффект раскисления не может быть получен, и, таким образом, нижний предел содержания алюминия составляет 0,005% или больше. Чтобы получить достаточный эффект раскисления, содержание алюминия предпочтительно составляет 0,010% или больше.
[0036] «N: от 0,0001% до 0,0100%»
Азот образует крупнозернистый нитрид и ухудшает пластичность, а также способность к отбортовке-вытяжке, и, таким образом, его количество должно быть уменьшено. Когда содержание азота превышает 0,0100%, эта тенденция становится существенной, и, таким образом, диапазон содержания азота устанавливается в 0,0100% или меньше. Далее, азот вызывает образование внутренних газовых раковин во время сваривания, и, таким образом, чем его меньше, тем лучше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания азота, установка содержания азота менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, нижний предел содержания азота устанавливается равным 0,0001%.
[0037] «O: от 0,0001% до 0,0100%»
Кислород образует оксид и ухудшает пластичность, а также способность к отбортовке-вытяжке, и, таким образом, его количество должно быть уменьшено. Когда содержание кислорода превышает 0,0100%, ухудшение способности к отбортовке-вытяжке становится существенным, и, таким образом, верхний предел содержания кислорода устанавливается в 0,0100% или меньше. Содержание кислорода предпочтительно составляет 0,0080% или меньше, более предпочтительно 0,0060% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания кислорода, установка содержания кислорода менее 0,0001% сопровождается значительным увеличением производственных затрат, и, таким образом, нижний предел содержания кислорода устанавливается равным 0,0001%.
[0038] Основной стальной лист, формирующий высокопрочный гальванизированный стальной лист по настоящему изобретению, может дополнительно содержать следующие элементы по мере необходимости.
«Ti: от 0,005% до 0,150%»
Титан является элементом, который способствует увеличению прочности основного стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание титана превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и, таким образом, содержание титана предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание титана более предпочтительно составляет 0,100% или меньше, еще более предпочтительно 0,070% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания титана, содержание титана предпочтительно составляет 0,005% или более для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря титану. Для того чтобы увеличить прочность основного стального листа, содержание титана более предпочтительно составляет 0,010% или больше, еще более предпочтительно 0,015% или больше.
[0039] «Nb: от 0,005% до 0,150%»
Ниобий является элементом, который способствует увеличению прочности основного стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание ниобия превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и, таким образом, содержание ниобия предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Принимая во внимание формуемость, содержание ниобия более предпочтительно составляет 0,100% или меньше, еще более предпочтительно 0,060% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания ниобия, содержание ниобия предпочтительно составляет 0,005% или более для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря ниобию. Для того чтобы увеличить прочность основного стального листа, содержание ниобия предпочтительно составляет 0,010% или больше, еще более предпочтительно 0,015% или больше.
[0040] «B: от 0,0001% до 0,0100%»
Бор подавляет фазовое превращение при высокой температуре и является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание бора превышает 0,0100%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки и уменьшается производительность. Таким образом, содержание бора предпочтительно составляет 0,0100% или меньше. Принимая во внимание производительность, содержание бора более предпочтительно составляет 0,0050% или меньше, еще более предпочтительно 0,0030% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания бора, содержание бора предпочтительно составляет 0,0001% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря бору. Для того чтобы увеличить прочность, содержание бора предпочтительно составляет 0,0003% или больше, еще более предпочтительно 0,0005% или больше.
[0041] «Cr: от 0,01% до 2,00%»
Хром подавляет фазовое превращение при высокой температуре и является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание хрома превышает 2,00%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки и уменьшается производительность, и, таким образом, содержание хрома предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания хрома, содержание хрома предпочтительно составляет 0,01% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря хрому.
[0042] «Ni: от 0,01% до 2,00%»
Никель подавляет фазовое превращение при высокой температуре и является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание никеля превышает 2,00%, ухудшается свариваемость, и, таким образом, содержание никеля предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания никеля, содержание никеля предпочтительно составляет 0,01% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря никелю.
[0043] «Cu: от 0,01% до 2,00%»
Медь является элементом, который увеличивает прочность путем существования мелких частиц в стали, и может быть добавлена вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание меди превышает 2,00%, ухудшается свариваемость, и, таким образом, содержание меди предпочтительно составляет 2,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания меди, содержание меди предпочтительно составляет 0,01% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря меди.
[0044] «Мо: от 0,01% до 1,00%»
Молибден подавляет фазовое превращение при высокой температуре и является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание молибдена превышает 1,00%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки и уменьшается производительность. Таким образом, содержание молибдена предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания молибдена, содержание молибдена предпочтительно составляет 0,01% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря молибдену.
[0045] «W: от 0,01% до 1,00%»
Вольфрам подавляет фазовое превращение при высокой температуре и является элементом, эффективным для увеличения прочности, и может быть добавлен вместо части углерода и/или марганца. Когда содержание вольфрама превышает 1,00%, ухудшается обрабатываемость во время горячей обработки и уменьшается производительность, и, таким образом, содержание вольфрама предпочтительно составляет 1,00% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания вольфрама, содержание вольфрама предпочтительно составляет 0,01% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря вольфраму.
[0046] «V: от 0,005% до 0,150%»
Ванадий является элементом, который способствует увеличению прочности основного стального листа посредством дисперсионного упрочнения, упрочнения измельчением зерна путем подавления роста зерен кристаллического феррита и дислокационного упрочнения посредством подавления рекристаллизации. Однако, когда содержание ванадия превышает 0,150%, выделения карбонитрида увеличиваются и формуемость ухудшается, и, таким образом, содержание ванадия предпочтительно составляет 0,150% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы содержания ванадия, содержание ванадия предпочтительно составляет 0,005% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения прочности благодаря ванадию.
[0047] «В сумме от 0,0001% мас. до 0,5000% мас. одного или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и REM»
Кальций, церий, магний, цирконий, гафний и редкоземельные металлы являются элементами, эффективными для улучшения формуемости, и один или более из них может быть добавлен. Однако, когда полное содержание одного или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и редкоземельного металла превышает 0,5000%, возможно, что пластичность, наоборот, будет ухудшена. Соответственно, полное содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,5000% или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы полного содержания одного или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и редкоземельного металла, полное содержание этих элементов предпочтительно составляет 0,0001% или больше для того, чтобы получить достаточный эффект увеличения формуемости основного стального листа. Принимая во внимание формуемость, полное содержание одного или более из Ca, Ce, Mg, Zr, Hf и редкоземельного металла более предпочтительно составляет 0,0005% или больше, еще более предпочтительно 0,0010% или больше.
[0048] Следует отметить, что аббревиатура REM обозначает редкоземельный металл и относится к элементу, принадлежащему к лантаноидному ряду. В настоящем изобретении REM или церий часто добавляются в мишметалл и могут содержать элементы лантаноидного ряда, отличающиеся от лантана и церия, в сложной форме. Эффекты настоящего изобретения демонстрируются, даже когда другие элементы лантаноидного ряда, отличающиеся от лантана и церия, содержатся в качестве неизбежных примесей. Кроме того, эффекты настоящего изобретения демонстрируются даже тогда, когда добавляются металлические лантан и церий.
[0049] (Структура основного стального листа)
Причины определения структуры основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению являются следующими.
«Остаточный аустенит: 8% или меньше»
В структуре основного стального листа остаточный аустенит ограничен 8% в объемной доле или меньше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
Остаточный аустенит в значительной степени улучшает прочность и пластичность, но, с другой стороны, он становится отправной точкой разрушения и в значительной степени ухудшает изгибаемость. Соответственно, в высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению остаточный аустенит, содержащийся в структуре основного стального листа, ограничен 8% в объемной доле или меньше. Для того чтобы дополнительно улучшить изгибаемость высокопрочного гальванизированного стального листа, объемная доля остаточного аустенита предпочтительно составляет 5% или меньше.
Следует отметить, что в полной структуре основного стального листа остаточный аустенит желательно ограничить 8% в объемной доле или меньше. Однако, структура металла в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, центром которого является 1/4 толщины основного стального листа, представляет структуру всего основного стального листа. Поэтому, когда остаточный аустенит ограничивается 8% в объемной доле или меньше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, можно предположить, что остаточный аустенит по существу ограничен 8% в объемной доле или меньше во всей структуре основного стального листа. Соответственно, в настоящем изобретении определяется диапазон в объемной доле остаточного аустенита в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
[0050] Помимо того, что вышеописанный остаточный аустенит ограничен 8% в объемной доле или меньше, структура основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению предпочтительно содержит, в объемных долях, от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита и от 10% до 50% мартенсита отпуска в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, центром которого является 1/4 толщины основного стального листа. Далее, предпочтительно свежий мартенсит ограничивается 15% в объемной доле или меньше, и перлит ограничивается 5% в объемной доле или меньше. Когда основной стальной лист высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению имеет такую структуру, коэффициент эксцесса K* распределения твердости, которое будет описано позже, становится равным -0,30 или меньше, делая его высокопрочным гальванизированным стальным листом, имеющим превосходную изгибаемость.
Следует отметить, что аналогичным образом металлическая структура феррита и т.д. предпочтительно находится в предопределенном диапазоне в полной структуре основного стального листа. Однако, структура металла в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, центром которого является 1/4 толщины основного стального листа, представляет структуру всего основного стального листа. Поэтому, когда от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита и от 10% до 50% мартенсита отпуска в объемных долях содержится в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, свежий мартенсит ограничен 15% в объемной доле или меньше, и перлит ограничен 5% в объемной доле или меньше, можно предположить, что металлическая структура феррита и т.д. находится по существу в предопределенном диапазоне во всей структуре основного стального листа. Соответственно, в настоящем изобретении диапазон в объемной доле металлической структуры феррита и т.д. определяется в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
[0051] «Феррит: от 10% до 75%»
Феррит является структурой, эффективной для улучшения пластичности, и содержится предпочтительно в количестве от 10% до 75% в объемной доле в структуре основного стального листа. Когда объемная доля феррита составляет меньше чем 10%, возможно, что не будет получена достаточная пластичность. Объемная доля феррита, содержащегося в структуре основного стального листа, более предпочтительно составляет 15% или больше и еще более предпочтительно 20% или больше, принимая во внимание пластичность. Далее, поскольку феррит имеет мягкую структуру, когда его объемная доля превышает 75%, возможно, что не будет получена достаточная прочность. Для того чтобы достаточно увеличить предел прочности основного стального листа, объемная доля феррита, содержащегося в структуре основного стального листа, предпочтительно составляет 65% или меньше, более предпочтительно 50% или меньше.
[0052] «Перлит: 5% или меньше»
Когда присутствует большое количество перлита, ухудшается пластичность. Таким образом, объемная доля перлита, содержащегося в структуре основного стального листа, предпочтительно ограничивается 5% или меньше, более предпочтительно 2% или меньше.
[0053] «От 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита»
Бейнитный феррит и бейнит имеют структуру, обладающую превосходным балансом между прочностью и пластичностью, и в структуре основного стального листа предпочтительно содержится в сумме от 10% до 50% бейнитного феррита и бейнита в объемных долях. Далее, бейнитный феррит и бейнит имеют микроструктуру, обладающую прочностью, которая находится посередине между мягким ферритом и твердым мартенситом, и мартенситом отпуска и остаточным аустенитом, и они предпочтительно содержатся в суммарном количестве 15% или более, более предпочтительно в суммарном количестве 20% или более, принимая во внимание изгибаемость. С другой стороны, когда объемная доля бейнитного феррита и бейнита превышает в суммарном количестве 50%, происходит чрезмерное увеличение предела текучести и ухудшается стабильность формы, что, следовательно, не является предпочтительным. Следует отметить, что в стальном листе может содержаться только один бейнитный феррит или бейнит, либо они могут содержаться оба.
[0054] «Свежий мартенсит: 15% или меньше»
Свежий мартенсит в значительной степени улучшает предел прочности, но, с другой стороны, он становится отправной точкой разрушения и в значительной степени ухудшает изгибаемость. Соответственно, его содержание предпочтительно ограничивается 15% в объемной доле или менее в структуре основного стального листа. Для того чтобы увеличить изгибаемость, объемная доля свежего мартенсита более предпочтительно составляет 10% или меньше, еще более предпочтительно 5% или меньше.
[0055] «Мартенсит отпуска: от 10% до 50%»
Мартенсит отпуска имеет структуру, которая в значительной степени улучшает предел прочности, и может содержаться в количестве 50% в объемной доле или меньше в структуре основного стального листа. Принимая во внимание предел прочности, объемная доля мартенсита отпуска предпочтительно составляет 10% или больше. С другой стороны, когда объемная доля мартенсита отпуска, содержащегося в структуре основного стального листа, превышает 50%, происходит чрезмерное увеличение предела текучести и появляется опасность ухудшения стабильности формы, что, следовательно, не является предпочтительным.
[0056] «Другая структура»
Структура основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению может содержать структуру, отличающуюся от вышеописанных структур, такую как крупнозернистый цементит. Однако, когда в структуре основного стального листа присутствует большое количество крупнозернистого цементита, ухудшается изгибаемость. Таким образом, объемная доля крупнозернистого цементита, содержащегося в структуре основного стального листа, предпочтительно составляет 10% или меньше, более предпочтительно 5% или меньше.
[0057] Объемные доли соответствующих структур, содержащихся в структуре основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению, могут быть измерены, например, следующим способом.
Для определения в объемной доле остаточного аустенита на поверхности наблюдения, которая является поверхностью, параллельной поверхности основного стального листа и находящейся на глубине в 1/4 толщины, выполняется рентгеновская дифракция, и вычисляется доля площади, которая затем может быть принята за объемную долю.
[0058] Для определения объемных долей феррита, перлита, бейнитного феррита, бейнита, мартенсита отпуска и свежего мартенсита, содержащихся в структуре основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению, берется образец с поверхности наблюдения, которая является сечением по толщине, перпендикулярным поверхности основного стального листа и параллельным направлению прокатки (направлению вытяжки), поверхность наблюдения полируется и травится ниталем (раствором азотной кислоты в спирте), диапазон от 1/8 до 3/8 толщины листа, центром которого является 1/4 толщины листа, наблюдается с помощью полевого эмиссионного электронного растрового микроскопа (FE-SEM), и измеряются доли площади соответствующих структур, которые могут быть приняты за объемные доли соответствующих структур.
Как описано выше, поскольку структура металла в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины листа, центром которого является 1/4 толщины листа, представляет структуру всего основного стального листа, структура металла всего основного стального листа может быть установлена путем использования в объемной доле остаточного аустенита на глубине в 1/4 толщины основного стального листа и объемных долей металлических структур, таких как металлическая структура феррита и так далее, в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа.
[0059] Феррит является массой кристаллических зерен и является областью, внутри которой нет карбида на основе железа с размером вдоль главной оси 100 нм или больше. Следует отметить, что объемная доля феррита является суммой объемных долей феррита, остающегося при максимальной температуре нагрева, и феррита, вновь образованного в температурной области ферритного превращения.
Бейнитный феррит является скоплением кристаллических зерен планочной (реечной) формы, которое не содержит во внутренней части зерна карбид на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше.
Бейнит является скоплением кристаллических зерен планочной формы, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат единственной разновидности, то есть группе карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении. Здесь под группой карбидов на основе железа, простирающихся в одном и том же направлении, понимаются группы карбида на основе железа, имеющие различие 5° или меньше между своими продольными направлениями.
Мартенсит отпуска является скоплением кристаллических зерен планочной формы, которое имеет во внутренней части зерна множество карбидов на основе железа с размером вдоль главной оси 20 нм или больше, и эти карбиды дополнительно принадлежат множественным разновидностям, то есть множеству групп карбида на основе железа, простирающихся в различных направлениях.
Следует отметить, что бейнит и мартенсит отпуска можно легко отличить, наблюдая карбиды на основе железа в кристаллических зернах планочной формы с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM) и проверяя их продольные направления.
[0060] Далее, свежий мартенсит и остаточный аустенит незначительно корродируют при травлении ниталем. Следовательно, они четко отличаются от вышеописанных структур (феррита, бейнитного феррита, бейнита, мартенсита отпуска) при наблюдении с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM).
Следовательно, объемная доля свежего мартенсита получается как разность между долями площади некорродированной области, наблюдаемой при помощи FE-SEM, и долями площади остаточного аустенита, измеряемой с помощью рентгеновских лучей.
[0061] (Коэффициент эксцесса K* распределения твердости)
В высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению коэффициент эксцесса K* в распределении твердости предопределенного диапазона основного стального листа имеет значение -0,30 или меньше. Здесь распределение твердости в высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению определяется следующим образом. Конкретно, множество областей измерения с диаметром 1 мкм или меньше устанавливается в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, и в этом множестве областей измерения измеряется твердость. Затем измеренные значения твердости соответствующих областей измерения располагаются в порядке их возрастания для получения распределения твердости. Затем получается целое число N0,02, которое является числом, полученным путем умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,02 и округления этого числа вверх, если это число содержит дробную часть. Затем измеренное значение твердости, которое является по порядку N0,02-ым (самым большим) из измеренных значений минимальной твердости, берется в качестве 2%-ной твердости. Далее получается целое число N0,98, которое является числом, полученным путем умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,98 и округления этого числа в меньшую сторону, если это число содержит дробную часть. Затем измеренное значение твердости, которое является по порядку N0,98-ым из измеренных значений минимальной твердости, берется в качестве 98%-ной твердости. Затем в высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению коэффициент эксцесса K* в распределении твердости между 2%-ной твердостью и 98%-ной твердостью устанавливается в диапазоне ниже -0,30 или меньше.
Конкретно, например, когда области измерения с диаметром 1 мкм или меньше задаются в 1000 положений в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа и в них измеряется твердость, «общее количество измеренных значений твердости» составляет 1000. Тогда распределение твердости может быть получено путем расположения значений твердости, измеренных в соответствующих областях измерения в этих 1000 положений, в порядке их возрастания.
В этом случае число, получающееся при умножении общего количества измеренных значений твердости (то есть 1000) на 0,02 (=20), является «целым числом N0,02». Тогда в полученном распределении твердости N0,02-ое в порядке возрастания измеренное значение твердости (то есть 20-е) является 2%-ной твердостью.
Далее, аналогичным образом число, получающееся путем умножения общего количества измеренных значений твердости (то есть 1000) на 0,98 (=980), является «целым числом N0,98». Тогда в полученном распределении твердости N0,98-ое в порядке возрастания измеренное значение твердости (то есть 980-е) является 98%-ной твердостью.
Следует отметить, что хотя был описан случай, в котором общее количество измеренных значений твердости составляет 1000, когда общее количество измеренных значений твердости составляет 2000 (то есть, когда твердость измеряется в 2000 точек), «целое число N0,02» имеет значение 40, и «целое число N0,98» имеет значение 1960. Тогда твердость 40-го в порядке возрастания измеренного значения твердости является 2%-ной твердостью, а твердость 1960-го в порядке возрастания измеренного значения твердости является 98%-ной твердостью.
Далее, когда «целое число N0,02» получается с помощью вышеописанной процедуры, если число, полученное умножением на 0,02, включает в себя дробную часть, число, полученное округлением знаков после десятичной запятой вверх до целого числа, является «целым числом N0,02». Точно так же, когда получается «целое число N0,98», если число, полученное умножением на 0,98, включает в себя дробную часть, число, полученное округлением знаков после десятичной запятой вниз до целого числа (отбрасыванием знаков после десятичной запятой), является «целым числом N0,98».
[0062] Здесь, «твердость», используемая для распределения твердости в настоящем изобретении, означает значение, измеренное следующим способом. Конкретно, прибор для определения динамической микротвердости, имеющий треугольный пирамидальный индентор Берковича, используется для того, чтобы измерить твердость с помощью метода вдавливания при вдавливающей нагрузке в 1 г. Следует отметить, что положение измерения твердости находится в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, центром которого является 1/4 толщины основного стального листа, в сечении по толщине основного стального листа, параллельном направлению прокатки. Далее, общее количество измеряемых значений твердости находится в диапазоне от 100 до 10000, предпочтительно 1000 или больше.
[0063] В высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению вышеописанный коэффициент эксцесса K* распределения твердости между 2%-ной твердостью и 98%-ной твердостью имеет значение -0,30 или меньше, и распределение твердости в основном стальном листе имеет небольшую дисперсию. Следовательно, граница, где области, которые значительно различаются по твердости, находятся в контакте друг с другом, уменьшена, и поэтому может быть получена превосходная изгибаемость. Для того чтобы получить более превосходную изгибаемость, коэффициент эксцесса K* предпочтительно должен иметь значение -0,40 или меньше, более предпочтительно -0,50 или меньше. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки нижней границы коэффициента эксцесса K*, по опыту известно, что добиться значения коэффициента эксцесса K*, равного -1,20 или меньше, весьма трудно, что, следовательно, устанавливает эту величину в качестве нижней границы коэффициента эксцесса K*. Однако в высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению этот коэффициент эксцесса K* может быть больше чем -0,40, и, например, может иметь значение приблизительно от -0,35 до -0,38.
[0064] Следует отметить, что коэффициент эксцесса K* является числом, полученным с помощью следующего уравнения из данных измерения значений твердости во множестве областей измерения, и представляет собой значение, оцениваемое путем сравнения частотного распределения данных с нормальным распределением. Когда коэффициент эксцесса становится отрицательной величиной, это означает, что кривая частотного распределения данных является относительно плоской, причем чем больше его абсолютная величина, тем больше кривая частотного распределения данных отклоняется от нормального распределения.
[0065] [Уравнение 1]
Figure 00000001
[0066] Следует отметить, что в вышеприведенном уравнении Hi означает твердость i-й в порядке возрастания от измеренного значения минимальной твердости точки измерения, H* означает среднюю твердость для всех точек измерения от N0,02-й до N0,98-й в порядке возрастания от измеренного значения минимальной твердости, и s* означает стандартное отклонение для всех точек измерения от N0,02-й до N0,98-й в порядке возрастания от измеренного значения минимальной твердости.
[0067] (Отношение твердости по Виккерсу между поверхностным слоем и 1/4 толщины основного стального листа)
Далее, в высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению отношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа «(твердость по Виккерсу поверхностного слоя)/(твердость по Виккерсу на 1/4 толщины)» составляет от 0,35 до 0,70. Следует отметить, что в настоящем изобретении «твердость по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа» означает твердость по Виккерсу в точке, входящей в сторону основного стального листа на 10 мкм от границы раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия.
[0068] Твердость по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердость по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа могут быть измерены способом, который будет описан ниже. Конкретно, твердость по Виккерсу измеряется в пяти точках, отстоящих друг от друга на 1 мм или больше в направлении прокатки основного стального листа, в каждой из точек, входящих в сторону основного стального листа на 10 мкм от границы раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия, и точек, находящихся на 1/4 толщины основного стального листа, максимальное значение и минимальное значение отбрасываются, и используется среднее значение для оставшихся трех положений. При измерении твердости по Виккерсу нагрузка составляет 100 г-с.
[0069] В высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению, поскольку соотношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа находится в вышеописанном диапазоне, значение твердости по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа достаточно низко по сравнению со значением твердости по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа, и поверхностный слой основного стального листа имеет микроструктуру, обладающую превосходной пластичностью. Соответственно, предотвращается надрезание на основной стороне стального листа на границе раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия в случае, когда выполняется изгиб высокопрочного гальванизированного стального листа, и надрезание на границе раздела между поверхностью основного стального листа и легированным слоем гальванического покрытия становится затрудненным.
[0070] Когда соотношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа превышает 0,70, поверхностный слой основного стального листа является твердым, и надрезание в поверхности основного стального листа не может быть предотвращено в достаточной степени, что, следовательно, приводит к недостаточной изгибаемости. Для того чтобы получить более превосходную изгибаемость, соотношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа предпочтительно должно составлять 0,60 или меньше. Далее, когда соотношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа составляет меньше чем 0,35, способность к отбортовке-вытяжке ухудшается. Для того чтобы получить хорошую способность к отбортовке-вытяжке, соотношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа предпочтительно должно составлять 0,38 или больше.
[0071] (Легированный слой гальванического покрытия)
На высокопрочном гальванизированном стальном листе по настоящему изобретению легированный слой гальванического покрытия формируется на поверхности основного стального листа. Основная часть легированного слоя гальванического покрытия представляет собой сплав Fe-Zn, образованный путем диффузии железа из стали в цинковое покрытие реакцией, и содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% мас. до 12% мас. В настоящем изобретении, поскольку содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% до 12%, разрушение и отшелушивание легированного слоя гальванического покрытия могут быть по существу предотвращены, когда выполняется изгиб высокопрочного гальванизированного стального листа. Содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет 8,0% или больше для того, чтобы гарантировать хорошее сопротивление отслаиванию, и предпочтительно составляет 9,0% или больше. Далее, содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет 12,0% или меньше для того, чтобы гарантировать хорошее сопротивление опудриванию, и предпочтительно составляет 11,0% или меньше. Далее, легированный слой гальванического покрытия может содержать алюминий в качестве примеси.
[0072] Легированный слой гальванического покрытия может содержать один или больше из Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM, или они могут быть в нем перемешаны. Когда легированный слой гальванического покрытия содержит один или больше из вышеперечисленных элементов или содержит их смесь, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются, и могут даже быть случаи, когда они улучшают устойчивость к коррозии, обрабатываемость и/или подобное в зависимости от их содержания, и поэтому они являются предпочтительными.
[0073] Вес покрытия легированного слоя гальванического покрытия особенно не ограничивается, но желательно, чтобы он составлял 20 г/м2 или больше, принимая во внимание устойчивость к коррозии, и 150 г/м2 или меньше, принимая во внимание экономию. Далее, средняя толщина легированного слоя гальванического покрытия составляет 1,0 мкм или больше и 50 мкм или меньше. Когда средняя толщина легированного слоя гальванического покрытия составляет меньше чем 1,0 мкм, не может быть получена достаточная устойчивость к коррозии. Предпочтительно она составляет 2,0 мкм или больше. С другой стороны, когда средняя толщина легированного слоя гальванического покрытия составляет больше чем 50,0 мкм, ухудшается прочность стального листа, что, следовательно, не является предпочтительным. Принимая во внимание затраты на сырье, чем меньше толщина легированного слоя гальванического покрытия, тем лучше, и предпочтительно она составляет 30,0 мкм или меньше.
[0074] Кроме того, любая или обе из покрывающей пленки, состоящей из оксида фосфора, и покрывающей пленки, состоящей из сложного оксида, содержащего фосфор, могут быть сформированы на поверхности легированного слоя гальванического покрытия.
[0075] (Способ производства)
Далее подробно будет описан способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению.
Для того чтобы произвести высокопрочный гальванизированный стальной лист по настоящему изобретению, сначала производится стальной лист, который должен быть основным стальным листом. Для того чтобы произвести стальной лист, сначала отливается сляб, имеющий вышеописанные химические компоненты (состав). Затем выполняется стадия горячей прокатки, включающая в себя нагревание до температуры 1050°C или больше, завершение горячей прокатки при конечной температуре горячей прокатки 880°C или больше и намотку в температурной области 750°C или меньше.
[0076] (Стадия горячей прокатки)
В качестве сляба, который будет подвергнут стадии горячей прокатки, может использоваться непрерывнолитой сляб или сляб, произведенный на машине для непрерывного литья тонких слябов. Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению совместим с таким процессом, как процесс непрерывной разливки и прямой прокатки (CC-DR), в котором горячая прокатка выполняется немедленно после литья.
[0077] На стадии горячей прокатки температура нагрева сляба должна составлять 1050°C или больше. Когда температура нагрева сляба чрезмерно низка, конечная температура горячей прокатки становится ниже, чем точка преобразования Ar3, и выполняется прокатка с двухфазовой областью феррита и аустенита. Таким образом, формируется двойная зернистая структура с гетерогенной структурой горячей прокатки, и гетерогенная структура не будет устранена даже после выполнения стадии холодной прокатки и стадии непрерывного отжига, что в конечном итоге дает основной стальной лист с плохой пластичностью и изгибаемостью. Далее, уменьшение температуры нагрева сляба приводит к чрезмерному увеличению давления при прокатке, что создает проблемы при прокатке, приводя к дефектной форме основного стального листа после прокатки и т.п. Хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного ограничения верхнего предела температуры нагрева сляба, задание чрезмерно высокой температуры нагрева не является предпочтительным, принимая во внимание экономику процесса, и, таким образом, желательно, чтобы верхний предел температуры нагрева сляба составлял 1350°C или меньше.
[0078] Следует отметить, что температура точки преобразования Ar3 вычисляется по следующей формуле:
Ar3=901-325×C+33×Si-92×(Mn+Ni/2+Cr/2+Cu/2+Mo/2)+52×Al.
В этой формуле C, Si, Mn, Ni, Cr, Cu, Mo и Al представляют собой содержание соответствующих элементов [% мас]. Если элемент не содержится, то его содержание равно 0.
[0079] Далее, конечная температура горячей прокатки должна составлять 880°C или больше. Когда конечная температура горячей прокатки составляет менее 880°C, давление во время финишной прокатки становится высоким, что создает проблемы при прокатке, приводя к дефектной форме основного стального листа после прокатки и т.п. Далее, конечная температура горячей прокатки предпочтительно равна или выше температуры точки преобразования Ar3. Когда конечная температура горячей прокатки меньше, чем температура точки преобразования Ar3, горячая прокатка становится двухфазной прокаткой феррита и аустенита, и структура горячекатаного стального листа может стать гетерогенной двойной зернистой структурой.
С другой стороны, хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного ограничения верхнего предела конечной температуры горячей прокатки, когда устанавливается чрезмерно высокая конечная температура горячей прокатки, температура нагрева сляба должна быть установлена чрезмерно высокой для того, чтобы гарантировать эту температуру. Таким образом, желательно, чтобы верхний предел конечной температуры горячей прокатки составлял 1000°C или меньше.
[0080] Для того чтобы предотвратить чрезмерное увеличение толщины оксида, образующейся на поверхности горячекатаного стального листа, и ухудшение способности к травлению, температура намотки листа в рулон устанавливается на уровне 750°C или меньше. Для дальнейшего увеличения способности к травлению температура намотки листа в рулон предпочтительно составляет 720°C или меньше, более предпочтительно 700°C или меньше.
С другой стороны, когда температура намотки листа в рулон составляет менее 500°C, прочность горячекатаного стального листа чрезмерно увеличивается и затрудняет холодную прокатку, и поэтому температура намотки листа в рулон составляет 500°C или больше. Для уменьшения давления при холодной прокатке температура намотки листа в рулон предпочтительно составляет 550°C или больше, более предпочтительно 600°C или больше.
[0081] Затем предпочтительно выполняется травление горячекатаного стального листа, произведенного таким образом. Травление должно удалить оксиды с поверхностей горячекатаного стального листа, и, следовательно, оно является важным для улучшения способности основного стального листа к гальваническому покрытию. Далее, травление может быть однократным либо может быть выполнено раздельно несколько раз.
[0082] (Стадия холодной прокатки)
Хотя также возможно подвергнуть горячекатаный стальной лист после травления сразу стадии непрерывного отжига, как он есть, предварительно может быть выполнена стадия холодной прокатки травленого горячекатаного стального листа с целью корректировки толщины листа и/или исправления формы. Когда выполняется стадия холодной прокатки, степень обжатия предпочтительно устанавливается в диапазоне от 30% до 75% для того, чтобы получить основной стальной лист, имеющий превосходную форму с высокой точностью толщины листа. Когда степень обжатия листа составляет менее 30%, становится трудным сохранять его плоскую форму, что может приводить к плохой пластичности конечного продукта. Степень обжатия на стадии холодной прокатки предпочтительно составляет 40% или больше, более предпочтительно 45% или больше. С другой стороны, при холодной прокатке со степенью обжатия более 75% давление при холодной прокатке становится слишком большим, что затрудняет холодную прокатку. Таким образом, степень обжатия предпочтительно составляет 75% или меньше. Принимая во внимание давление при холодной прокатке, степень обжатия более предпочтительно составляет 70% или меньше.
[0083] Следует отметить, что на стадии холодной прокатки эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенного определения количества проходов холодной прокатки и степени обжатия каждого прохода холодной прокатки.
[0084] (Стадия непрерывного отжига)
Затем выполняется стадия непрерывного отжига, на которой горячекатаный стальной лист, полученный после стадии горячей прокатки, или холоднокатаный стальной лист, полученный после стадии холодной прокатки, пропускается через линию непрерывного отжига. На стадии непрерывного отжига по настоящему изобретению стальной лист нагревается в диапазоне температур между 600°C и точкой преобразования Ac1 со средней скоростью нагрева 1°C/с или больше. Затем стальной лист выдерживается в течение от 20 с до 600 с при температуре отжига между (точка преобразования Ac1+40)°C и точкой преобразования Ac3 в атмосфере, в которой log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) составляет от -3,0 до 0,0, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием применяется два или более раз к стальному листу с использованием валка с радиусом 800 мм или меньше так, чтобы создать разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью величиной 0,0050 или меньше. После этого стальной лист охлаждается в диапазоне температур от 740°C до 650°C со средней скоростью охлаждения от 1,0 до 5,0°C/с.
[0085] В настоящем изобретении посредством выполнения стадии непрерывного отжига осуществляется управление распределением количества углерода в горячекатаном стальном листе или холоднокатаном стальном листе, обеспечивается твердость холоднокатаного стального листа, и одновременно твердость поверхностного слоя делается умеренно низкой.
На стадии непрерывного отжига сначала горячекатаный стальной лист, полученный после стадии горячей прокатки, или холоднокатаный стальной лист, полученный после стадии холодной прокатки, нагревается со средней скоростью нагрева 1°C/с или больше в диапазоне температуры между 600°C и точкой преобразования Ac1. Когда температура стального листа становится равной 600°C или больше, начинается обезуглероживание стального листа. В диапазоне температуры между 600°C и точкой преобразования Ac1 железо, содержащееся в стальном листе, имеет одну и ту же объемно-центрированную кубическую структуру как внутри, так и на поверхности. В настоящем изобретении «железо, имеющее объемно-центрированную кубическую структуру», является общим названием феррита, бейнита, бейнитного феррита и мартенсита, имеющих объемно-центрированную кубическую решетку.
[0086] В диапазоне температуры между 600°C и точкой преобразования Ac1, поскольку все железо, содержащееся в стальном листе, является железом, имеющим объемно-центрированную кубическую структуру, не только углерод в поверхностном слое стального листа, но также и углерод в центральной части стального листа может легко улетучиться из внешнего слоя. Когда средняя скорость нагрева в диапазоне температур между 600°C и точкой преобразования Ac1 составляет менее 1°C/с, стальному листу требуется много времени для того, чтобы достигнуть точки преобразования Ac1 от температуры 600°C, и, таким образом, существует вероятность того, что количество C, улетучивающееся из стального листа в диапазоне температуры между 600°C и точкой преобразования Ac1, станет слишком большим, что, в свою очередь, приведет к недостаточной прочности гальванизированного стального листа. Для того чтобы гарантировать прочность гальванизированного стального листа, средняя скорость нагрева в диапазоне температуры между 600°C и точкой преобразования Ac1 предпочтительно должна составлять 2°C/с или больше. Хотя не было бы никаких проблем, если бы верхний предел средней скорости нагрева между 600°C и точкой преобразования Ac1 не был особенно определен, он предпочтительно составляет 100°C/с или меньше, принимая во внимание затраты.
[0087] После этого стальной лист, который достиг точки преобразования Ac1, нагревается далее, и стальной лист выдерживается в течение от 20 с до 600 с при температуре отжига в диапазоне между (точка преобразования Ac1+40)°C и температурой точки преобразования Ac3, в атмосфере, в которой log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) имеет значение от -3,0 до 0,0, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием применяется два или более раз к стальному листу с использованием валка с радиусом 800 мм или меньше так, чтобы создать разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью величиной 0,0050 или меньше.
[0088] В диапазоне температуры отжига между (точка преобразования Ac1+40)°C и температурой точки преобразования Ac3 стальной лист находится в таком состоянии, что микроструктура в поверхностном слое стального листа является железом, имеющим объемно-центрированную кубическую структуру, и микроструктура в центральной части стального листа является аустенитом. По сравнению с железом, имеющим объемно-центрированную кубическую структуру, в аустените может раствориться больше углерода. Соответственно, углерод с трудом диффундирует из аустенита в железо, имеющее объемно-центрированную кубическую структуру, но легко диффундирует из железа, имеющего объемно-центрированную кубическую структуру, наружу или в аустенит. Следовательно, при температуре отжига углерод в центральной части стального листа остается в центральной части, часть углерода в поверхностном слое стального листа диффундирует в центральную часть, а остальной углерод улетучивается из самого внешнего слоя. Таким образом, в результате стальной лист имеет такое распределение углерода, что количество углерода в центральной части больше, чем количество углерода в поверхностном слое.
[0089] Когда температура отжига составляет меньше, чем (точка преобразования Ac1+40)°C, углерод с трудом диффундирует из железа, имеющего объемно-центрированную кубическую структуру, наружу или в аустенит, и распределение количества углерода в стальном листе не становится в центральной части больше, чем в поверхностном слое. Таким образом, температура отжига предпочтительно составляет (точка преобразования Ac1+50)°C или больше, более предпочтительно (точка преобразования Ac1+40)°C или больше. Далее, когда температура отжига превышает температуру точки преобразования Ac3, железо, имеющее объемно-центрированную кубическую структуру, не может существовать, твердостью поверхностного слоя трудно управлять, и увеличивается объемная доля остаточного аустенита, ухудшая тем самым изгибаемость. Следовательно, температура отжига предпочтительно составляет (точка преобразования Ac3-10)°C или меньше, более предпочтительно (точка преобразования Ac3-15)°C или меньше.
[0090] В настоящем изобретении атмосфера для выполнения отжига устанавливается так, чтобы log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) имел значение от -3,0 до 0,0. Путем задания логарифма отношения между парциальным давлением воды и парциальным давлением водорода имеющим значение от -3,0 до 0,0 умеренно облегчается обезуглероживание поверхностного слоя стального листа при выполнении отжига. Когда логарифм отношения между парциальным давлением воды и парциальным давлением водорода имеет значение меньше чем -3,0, обезуглероживание поверхностного слоя стального листа при выполнении отжига становится недостаточным. Для того чтобы облегчить обезуглероживание, логарифм отношения между парциальным давлением воды и парциальным давлением водорода предпочтительно имеет значение -2,5 или больше. Когда логарифм отношения между парциальным давлением воды и парциальным давлением водорода имеет значение больше чем 0,0, обезуглероживание поверхностного слоя стального листа при выполнении отжига облегчается чрезмерно, и возможно, что прочность основного стального гальванизированного стального листа станет недостаточной. Для того чтобы гарантировать прочность основного стального листа, логарифм отношения между парциальным давлением воды и парциальным давлением водорода предпочтительно должен иметь значение -0,5 или меньше. Далее, атмосфера для выполнения отжига предпочтительно включает в себя азот, водяной пар и водород и главным образом состоит из азота, причем помимо азота, водяного пара и водорода может содержаться кислород.
[0091] В настоящем изобретении время выдержки при температуре отжига в атмосфере, описанной выше, составляет от 20 с до 600 с. Когда время выдержки составляет меньше чем 20 с, количество углерода, диффундирующего из железа, имеющего объемно-центрированную кубическую структуру, наружу или в аустенит, становится недостаточным. Для того чтобы гарантировать количество углерода, диффундирующего из железа, имеющего объемно-центрированную кубическую структуру, время выдержки составляет предпочтительно 35 с или больше, более предпочтительно 50 с или больше. Далее, когда время выдержки превышает 600 с, количество углерода, улетучивающегося из самого внешнего слоя, становится большим, и твердость поверхностного слоя чрезмерно уменьшается. Для того чтобы гарантировать твердость поверхностного слоя, время выдержки должно составлять предпочтительно 450 с или меньше, более предпочтительно 300 с или меньше.
[0092] При выполнении отжига деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполняется два или более раз путем использования валка с радиусом 800 мм или меньше при температуре отжига и в вышеупомянутой атмосфере так, чтобы создать разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью величиной 0,0050 или меньше. Посредством этой деформационной обработки сгибанием-разгибанием в поверхностный слой стального листа, предназначенного быть основным стальным листом, вводится деформация, и самый внешний слой эффективно преобразуется в железо, имеющее объемно-центрированную кубическую структуру. В настоящем изобретении, поскольку разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью составляет 0,0050 или меньше, разность в изгибаемости между передней и задней поверхностью основного стального листа окончательно полученного гальванизированного стального листа становится достаточно маленькой. С другой стороны, когда величина деформации, введенной в поверхностный слой стального листа, смещена к одной из поверхностей, передней или задней, и разность в накопленной деформации между передней и задней поверхностью превышает 0,0050, распределение твердости в передней и задней поверхностях становится несбалансированным, что приводит к различной изгибаемости передней и задней поверхностей основного стального листа окончательно полученного гальванизированного стального листа, что не является предпочтительным. Чем меньше различие в накопленной деформации между передней и задней поверхностью стального листа, тем лучше, и предпочтительно оно составляет 0,0030 или меньше.
[0093] Далее, хотя нет никакого особого верхнего предела количества повторений деформационной обработки сгибанием-разгибанием, форма стального листа не может быть сохранена, когда накопленная величина деформации между передней и задней поверхностью стального листа превышает 0,100, и, таким образом, накопленная величина деформации между передней и задней поверхностью находится предпочтительно в диапазоне 0,100 или меньше.
Валок, используемый для деформационной обработки сгибанием-разгибанием, имеет радиус 800 мм или меньше. При величине радиуса валка 800 мм или меньше в поверхностный слой стального листа может быть легко введена деформация. Когда радиус валка больше чем 800 мм, деформация не может быть введена в поверхность стального листа в достаточной степени, поверхностный слой не преобразуется в железо, имеющее объемно-центрированную кубическую структуру, и, таким образом, твердость поверхностного слоя не становится достаточно низкой.
[0094] В деформационной обработке сгибанием-разгибанием изгиб выполняется множество раз, при этом величина деформации, обеспечиваемой за однократный изгиб на внешней стороне изгиба, ограничена диапазоном от 0,0007 или больше до 0,091 или меньше посредством деформации растяжения (относительной). Для того чтобы обеспечить достаточное фазовое преобразование, величина деформации, обеспечиваемой за однократный изгиб, предпочтительно составляет 0,0010 или больше на внешней стороне изгиба. Когда величина деформации, обеспечиваемой за однократный изгиб на внешней стороне изгиба, превышает 0,091, форма стального листа не может быть сохранена. Принимая это во внимание, величина деформации, обеспечиваемой за однократный изгиб на внешней стороне изгиба, предпочтительно составляет 0,050 или меньше, более предпочтительно 0,025 или меньше.
[0095] Далее, в то время как ферритное превращение в поверхностном слое стального листа вызывается деформационной обработкой сгибанием-разгибанием в непосредственной близости от самой высокой температуры отжига, во внутренней части стального листа, где деформация является малой, ферритное превращение задерживается, и доля аустенита увеличивается, и образуется разность в твердости между поверхностным слоем и внутренней частью (1/4 толщины). Для того чтобы создать эффективную разность в твердости между поверхностным слоем и внутренней частью (1/4 толщины), желательно, чтобы толщина стального листа составляла 0,6 мм или больше и 5,0 мм или меньше. Когда толщина стального листа составляет меньше чем 0,6 мм, трудно сохранить форму стального листа. Когда толщина стального листа составляет больше чем 5,0 мм, трудно управлять температурой стального листа, и целевые характеристики не могут быть получены. Далее, когда диаметр валка составляет более 800 мм, достаточная деформация не может быть введена в поверхностный слой стального листа. Хотя нижний предел диаметра валка особенно не устанавливается, предпочтительной является величина 50 мм или больше, поскольку при использовании валка с диаметром меньше чем 50 мм, затраты на обслуживание оборудования увеличиваются.
[0096] Затем стальной лист после выполнения деформационной обработки сгибанием-разгибанием охлаждается со средней скоростью охлаждения от 1,0°C/с до 5,0°C/с в диапазоне температур от 740°C до 650°C. Таким образом, феррит, который является железом, имеющим объемно-центрированную кубическую структуру, образуется в микроструктуре в центральной части стального листа, и одновременно с этим часть углерода диффундирует из центральной части стального листа к части поверхностного слоя. Таким образом, разница в концентрации углерода между центральной частью и поверхностным слоем стального листа становится небольшой, и распределение количества углерода в стальном листе соответствует диапазону соотношения между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины «(твердость по Виккерсу поверхностного слоя)/(твердость по Виккерсу на 1/4 толщины)» в основном стальном листе высокопрочного гальванизированного стального листа по настоящему изобретению.
[0097] Когда средняя скорость охлаждения в диапазоне температур от 740°C до 650°C составляет менее 1,0°C/с, время выдержки в диапазоне температур от 740°C до 650°C становится большим, и образуется большое количество феррита. Таким образом, диффузия углерода из центральной части стального листа к части поверхностного слоя облегчается, и различие между твердостью центральной части и твердостью поверхностного слоя стального листа становится недостаточным. Далее, когда средняя скорость охлаждения в диапазоне температур от 740°C до 650°C превышает 5,0°C/с, количество феррита, образующегося в микроструктуре центральной части стального листа, становится недостаточным, и различие в концентрации углерода между центральной частью и поверхностным слоем стального листа становится слишком большим.
[0098] Следует отметить, что когда стальной лист охлаждается со средней скоростью охлаждения от 1,0°C/с до 5,0°C/с в диапазоне температур от 740°C до 650°C после выполнения деформационной обработки сгибанием-разгибанием, предпочтительно, чтобы он находился в атмосфере, в которой log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) имеет значение -3,0 или меньше. Таким образом, диффузия углерода от части поверхностного слоя стального листа наружу в диапазоне температур от 740°C до 650°C может быть остановлена, концентрация углерода в части поверхностного слоя может быть увеличена более эффективно, и может быть обеспечена прочность основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа.
[0099] Затем в этом варианте осуществления в диапазоне температур от 650°C до 500°C стальной лист может быть охлажден со средней скоростью охлаждения от 5°C/с до 200°C/с. Посредством охлаждения стального листа до диапазона температур 500°C или меньше останавливается рост феррита в микроструктуре центральной части стального листа, и диффузия углерода через большое расстояние между центральной частью и частью поверхностного слоя стального листа останавливается.
Когда средняя скорость охлаждения в диапазоне температур от 650°C до 500°C составляет меньше чем 5°C/с, образуется большое количество перлита и/или карбида на основе железа, и, таким образом, количество остаточного аустенита становится недостаточным. Принимая это во внимание, средняя скорость охлаждения предпочтительно составляет 7,0°C/с или больше, более предпочтительно 8,0°C/с или больше. С другой стороны, хотя эффекты настоящего изобретения демонстрируются без особенной установки верхнего предела средней скорости охлаждения в диапазоне температур от 650°C до 500°C, для создания средней скорости охлаждения выше 200°C/с необходимо специальное оборудование, и, таким образом, верхний предел скорости охлаждения устанавливается равным 200°C/с, принимая во внимание затраты.
[0100] Затем в этом варианте осуществления стальной лист предпочтительно выдерживается в течение от 15 до 1000 секунд в диапазоне температур от 500°C до 400°C. Таким образом, основной стальной лист получает предпочтительное количество остаточного аустенита, бейнита и/или бейнитного феррита. При температуре 400°C или меньше происходит чрезмерное образование бейнита, концентрация углерода в остаточном аустените увеличивается, и, таким образом, остается большое количество остаточного аустенита. Таким образом, становится трудным сделать объемную долю остаточного аустенита равной 8% или меньше. Далее, когда время выдержки в диапазоне температур от 500°C до 400°C превышает 1000 секунд, образуется и растет крупнозернистый карбид на основе железа, который работает в качестве начальной точки разрушения, и, таким образом, изгибаемость значительно ухудшается.
[0101] (Стадия покрытия металлическим сплавом)
Затем выполняется легирующая обработка, включающая в себя погружение стального листа после стадии непрерывного отжига в ванну для гальванизации (цинкования) и затем выдержку при температуре от 470°C до 650°C в течение от 10 до 120 секунд. Таким образом формируется высокопрочный гальванизированный стальной лист по настоящему изобретению, который содержит сплав Zn-Fe в поверхности основного стального листа и в котором формируется легированный слой гальванического покрытия с содержанием железа от 8% до 12%.
Следует отметить, что обычно, чем больше содержание углерода в основном стальном листе, тем ниже содержание железа в легированном слое гальванического покрытия и ниже адгезия между основным стальным листом и легированным слоем гальванического покрытия. Далее, в настоящем изобретении, для того чтобы изготовить высокопрочный оцинкованный стальной лист с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, предусматривается большое количество углерода, который является элементом, улучшающим прочность. Однако в настоящем изобретении, поскольку концентрация углерода в поверхностном слое холоднокатаного стального листа для использования в качестве основного стального листа, полученного после стадии непрерывного отжига, является низкой, на стадии покрытия металлическим сплавом формируется легированный слой гальванического покрытия с содержанием железа от 8% до 12%, обладающий превосходной адгезией.
[0102] Ванна для гальванизации особенно не ограничивается, эффекты настоящего изобретения не ухудшаются, когда один или больше из следующих элементов - Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, Sr, I, Cs, REM - добавлен в ванну для гальванизации, и могут даже быть случаи, когда они улучшают устойчивость к коррозии, обрабатываемость и/или подобное в зависимости от их содержания и, следовательно, являются предпочтительными. Дополнительно в ванне для гальванизации может содержаться алюминий. В этом случае концентрация алюминия в ванне предпочтительно составляет 0,05% или больше и 0,15% или меньше.
Далее, температура легирующей обработки предпочтительно составляет от 480°C до 560°C, и время выдержки легирующей обработки составляет предпочтительно от 15 до 60 с.
[0103] В этом варианте осуществления после легирующей обработки предпочтительной является выдержка при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 до 1000 с. Это создает мартенсит отпуска в структуре основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа. В результате структура основного стального листа высокопрочного гальванизированного стального листа имеет остаточный аустенит, феррит, бейнит и/или бейнитный феррит и мартенсит отпуска, и за счет такой структуры основного стального листа он становится стальным листом, в котором вышеописанный коэффициент эксцесса K* распределения твердости имеет значение -0,30 или меньше.
[0104] Следует отметить, что вместо выдержки при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 до 1000 с после легирующей обработки стальной лист после легирующей обработки может быть охлажден до температуры 350°C или меньше для образования мартенсита, и после этого он может быть повторно нагрет до диапазона температур 350°C или больше и 550°C или меньше и выдержан в течение двух секунд или больше для образования мартенсита отпуска. Далее, мартенсит отпуска в структуре основного стального листа образуется также дальнейшим охлаждением стального листа, который был охлажден до температурной области 500°C или меньше на стадии непрерывного отжига, до температуры 350°C или меньше для образования мартенсита и затем его повторным нагреванием и выдержкой при температуре от 400°C до 500°C.
[0105] Кроме того, в этом варианте осуществления возможно также выполнить холодную прокатку со степенью обжатия от 0,05 до 3,00% для коррекции формы высокопрочного гальванизированного стального листа, охлажденного до комнатной температуры.
[0106] Следует отметить, что настоящее изобретение не ограничивается вышеописанными примерами.
Например, в настоящем изобретении на поверхность легированного слоя гальванического покрытия гальванизированного стального листа, полученного вышеописанным способом, возможно также добавить покрывающую пленку, состоящую из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
Покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор, может функционировать в качестве смазки во время обработки стального листа и может защищать легированный слой гальванического покрытия, образованный на поверхности основного стального листа.
ПРИМЕРЫ
[0107] Настоящее изобретение будет описано более подробно с использованием примеров.
Слябы, имеющие химические компоненты (состав) от A до Z и от AA до AC, проиллюстрированные в таблице 1 и таблице 2, и от BA до BF, проиллюстрированные в таблице 3, были отлиты, подвергнуты горячей прокатке при условиях (температура нагрева сляба, конечная температура горячей прокатки), проиллюстрированных в таблицах 4-7, сразу после отливки, охлаждены, намотаны при температурах, проиллюстрированных в таблицах 4-7, и подвергнуты травлению. Экспериментальные примеры 4, 10, 16, 22, 49, 54, 102, 106 были подвергнуты только горячей прокатке (не подвергались холодной прокатке), а другие экспериментальные примеры подвергались холодной прокатке при условиях (степени обжатия), проиллюстрированных в таблицах 3-5. Затем для соответствующих стальных листов экспериментальных примеров 1-109 и 201-218 были выполнены стадия непрерывного отжига и стадия покрытия металлическим сплавом при условиях, проиллюстрированных в таблицах 8-11.
[0108] [Таблица 1]
Figure 00000002
[0109] [Таблица 2]
Figure 00000003
[0110] [Таблица 3]
Figure 00000004
[0111] [Таблица 4]
Figure 00000005
[0112] [Таблица 5]
Figure 00000006
[0113] [Таблица 6]
Figure 00000007
[0114] [Таблица 7]
Figure 00000008
[0115] [Таблица 8]
Figure 00000009
[0116] [Таблица 9]
Figure 00000010
[0117] [Таблица 10]
Figure 00000011
[0118] [Таблица 11]
Figure 00000012
[0119] Точка преобразования Ac1 и точка преобразования Ac3 в таблицах 8-11 были получены путем вырезания маленького кусочка из стальных листов, обработанных при условиях, показанных в таблицах 4-7, перед выполнением отжига, и измерения их кривой кубического расширения при нагревании со скоростью 10°C/с.
При отжиге выполнялось обезуглероживание, включающее в себя прохождение в диапазоне температур между 600°C и точкой преобразования Ac1 со средней скоростью нагрева, описанной в таблицах 8-11, нагревание до максимальной температуры нагрева (температуры отжига), описанной в таблицах 8-11, и выдержка в течение времени выдержки (времени выдержки на стадии непрерывного отжига), описанного в таблицах 8-11, в атмосфере, состоящей главным образом из азота, в которой парциальное давление воды и парциальное давление водорода (log(PH2O/PH2) поддерживаются в соответствии с условиями, описанными в таблицах 8-11.
[0120] При обезуглероживании (на стадии непрерывного отжига) в экспериментальных примерах 1-12 и экспериментальных примерах 16-29 использовался валок с радиусом 450 мм, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась 6 раз. В экспериментальных примерах 13-15 использовался валок с радиусом 450 мм, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась 7 раз. В экспериментальных примерах 30-44 использовался валок с радиусом 730 мм, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась 4 раза. В экспериментальных примерах 45-48, экспериментальных примерах 55-69 и экспериментальных примерах 73-109 использовался валок с радиусом 600 мм, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась 6 раз. В экспериментальных примерах 49-54 и экспериментальных примерах 70-72 использовался валок с радиусом 780 мм, и деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась 6 раз.
С другой стороны, в экспериментальных примерах 201-218 деформационная обработка сгибанием-разгибанием выполнялась множество раз (от 2 до 12 раз) в соответствии с таблицей 11. Далее, в экспериментальных примерах 201-218 изменялся радиус валка для выполнения деформационной обработки сгибанием-разгибанием. Минимальные радиусы валков (мм) и средние радиусы (мм) валков, использовавшихся для соответствующей деформационной обработки сгибанием-разгибанием, выполненной в экспериментальных примерах 201-218, показаны в таблице 11. Далее, при деформационной обработке сгибанием-разгибанием большая величина деформации из полной величины деформации, введенной соответственно в переднюю поверхность и в заднюю поверхность стального листа, иллюстрируется как максимальная полная деформация. Далее, в экспериментальных примерах 201-218 толщина стального листа изменялась от 0,70 до 8,00 мм.
Величина Δε, описанная в таблицах 8-11, означает абсолютную величину разности в величине деформации, введенной выполнением деформационной обработки сгибанием-разгибанием, которая вычисляется для каждой из передней и задней поверхностей стального листа.
[0121] После этого было выполнено охлаждение со средней скоростью охлаждения, показанной в таблицах 8-11, в диапазоне температур от 740°C до 650°C и охлаждение со средней скоростью охлаждения, показанной в таблицах 8-11, в диапазоне температур от 650°C до 500°C. Следует отметить, что в экспериментальных примерах 47 и 52, когда стальной лист охлаждался в диапазоне температур от 740°C до 650°C, атмосфера в охлаждающей ванне была установлена так, чтобы значение log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) равнялось -4,0.
[0122] Затем стальной лист после охлаждения выдерживался в течение времени выдержки (времени выдержки между стадией непрерывного отжига и стадией легирующей обработки), показанного в таблицах 8-11, в диапазоне температур от 500°C до 400°C. После этого выполнялась легирующая обработка, включающая в себя погружение стального листа в ванну для гальванизации и выдержку в течение времени выдержки, описанного в таблицах 8-11, при температуре, описанной в таблицах 8-11.
После легирующей обработки стальной лист был выдержан в диапазоне температур от 200°C до 350°C в течение времени выдержки, описанного в таблицах 8-11 (времени выдержки легирующей обработки).
[0123] После охлаждения до комнатной температуры в экспериментальных примерах 7-34 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 0,15%, в экспериментальном примере 53 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 1,50%, в экспериментальном примере 54 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 1,00%, и при условиях 61-100 была выполнена холодная прокатка со степенью обжатия 0,25%.
После этого в экспериментальных примерах 9 и 49 на поверхностный слой гальванизированного стального листа была добавлена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего фосфор.
[0124] Экспериментальные примеры 9 и 49 являются примерами, в которых на поверхностный слой легированного гальванизированного стального листа горячего цинкования была добавлена покрывающая пленка, состоящая из сложного оксида, содержащего фосфор, и может быть получен высокопрочный легированный гальванизированный стальной лист горячего цинкования, обладающий превосходной формуемостью.
[0125] В стальных листах экспериментальных примеров 1-109 и 201-218 наблюдались микроструктуры в диапазоне от 1/8 толщины до 3/8 толщины и измерялись объемные доли. Результаты этого проиллюстрированы в таблицах 12-15. В таблицах 12-15 «F» означает феррит, «B» означает бейнит, «BF» означает бейнитный феррит, «ТМ» означает мартенсит отпуска, «M» означает свежий мартенсит и «остаточный γ» означает остаточный аустенит.
[0126] Среди фаз микроструктуры количество остаточного аустенита измерялось рентгеновской дифракцией, а количества других фаз были получены путем травления ниталем сечения, полученного путем вырезания и зеркального полирования сечения по толщине, параллельного направлению прокатки стального листа, и наблюдения сечения с использованием полевого эмиссионного растрового электронного микроскопа (FE-SEM).
Далее с использованием EDX измерялось содержание железа на уровне 1/2 толщины легированного слоя гальванического покрытия. Результаты этого измерения показаны в таблицах 12-15.
[0127] [Таблица 12]
Figure 00000013
[0128] [Таблица 13]
Figure 00000014
[0129] [Таблица 14]
Figure 00000015
[0130] [Таблица 15]
Figure 00000016
[0131] Твердость экспериментальных примеров 1-109 и 201-218 была измерена способом, описанным ниже. Результаты этого измерения иллюстрируются в таблицах 16-19.
Что касается твердости поверхностного слоя и на 1/4 толщины основного стального листа, твердость по Виккерсу была измерена в пяти точках, отстоящих друг от друга на 1 мм или больше в направлении прокатки, максимальное значение и минимальное значение были отброшены, и использовалось среднее значение для оставшихся трех положений. При измерении твердости по Виккерсу нагрузка составляла 100 г-с. Следует отметить, что твердость по Виккерсу поверхностного слоя измерялась на линии, входящей в сторону основного стального листа на 40 мкм от границы раздела между легированным слоем гальванического покрытия и основным стальным листом.
Коэффициент эксцесса K* распределения твердости вычислялся с использованием результатов измерения твердости с помощью метода вдавливания при вдавливающей нагрузке в 1 г при использовании прибора для определения динамической микротвердости, имеющего треугольный пирамидальный индентор Берковича. Следует отметить, что положение измерения твердости находилось в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, центром которого является 1/4 толщины основного стального листа, в сечении по толщине основного стального листа, параллельном направлению прокатки (направлению вытяжки). Далее, общее количество измеряемых значений твердости было установлено в 1000.
[0132] [Таблица 16]
Figure 00000017
[0133] [Таблица 17]
Figure 00000018
[0134] [Таблица 18]
Figure 00000019
[0135] [Таблица 19]
Figure 00000020
[0136] Таблицы 20-23 иллюстрируют результаты оценки характеристик стальных листов экспериментальных примеров 1-109 и 201-218 с помощью способа, описанного ниже.
Образцы для испытания на растяжение в соответствии со стандартом JIS Z 2201 были взяты из стальных листов экспериментальных примеров 1-109 и 201-218, испытание на растяжение было выполнено в соответствии со стандартом JIS Z 2241, и были измерены значения предела текучести «YS», предела прочности «TS» и полного удлинения «EL».
Далее было выполнено испытание на раздачу отверстия (JFST1001) для оценки способности к отбортовке, и было вычислено предельное значение раздачи отверстия "λ" в качестве индекса способности к отбортовке-вытяжке.
Далее было выполнено испытание на 90-градусный угловой изгиб. Образец для испытания размером 35 мм × 100 мм был вырезан из стальных листов экспериментальных примеров 1-109, поверхность среза механически полировалась, и радиус изгиба устанавливался равным удвоенной толщине листа, чтобы таким образом выполнить оценку. Затем те образцы, которые приобрели предопределенную форму, были оценены как прошедшие испытание (O), а те образцы, которые не приобрели предопределенную форму, были оценены как не прошедшие испытание (X). Далее, во время испытания на изгиб присутствие трещин, надрезаний и отшелушивания покрытия отдельно оценивалось посредством визуального наблюдения, и те образцы, которые не имели ни одного из этих дефектов, были оценены как прошедшие испытание (O), а те образцы, которые имели любой из этих дефектов, были оценены как не прошедшие испытание (X).
[0137] [Таблица 20]
Figure 00000021
[0138] [Таблица 21]
Figure 00000022
[0139] [Таблица 22]
Figure 00000023
[0140] [Таблица 23]
Figure 00000024
[0141] Как проиллюстрировано в таблицах 20-23, предел прочности составил 900 МПа или больше, и результатом испытания на изгиб было O во всех экспериментальных примерах, которые являются примерами настоящего изобретения среди экспериментальных примеров 1-109 и 201-218.
С другой стороны, в экспериментальных примерах, которые среди экспериментальных примеров 1-109 и 201-218 являются сравнительными примерами, предел прочности составил меньше чем 900 МПа, или результатом испытания на изгиб было X, и они не удовлетворяли требованиям как к высокой прочности, так и к изгибаемости.
[0142] В экспериментальном примере 107 добавленное количество углерода является небольшим, и твердая структура не может быть получена, и, таким образом, прочность становится низкой.
В экспериментальном примере 108 добавленное количество кремния является небольшим, упрочнение твердым раствором мягкой структуры является недостаточным, поверхностная твердость стального листа гораздо мягче по сравнению с его внутренней частью, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также прочность становятся низкими.
В экспериментальном примере 109 добавленное количество марганца является небольшим, объемная доля остаточного аустенита, который становится отправной точкой разрушения, является большой, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
[0143] Экспериментальный пример 94 является примером, в котором температура завершения горячей прокатки является низкой, микроструктура простирается в одном направлении и является гетерогенной, и поэтому пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
Экспериментальный пример 98 является примером, в котором температура намотки листа в рулон после горячей прокатки является высокой, микроструктура становится крупнозернистой, и поэтому пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
Экспериментальный пример 6 является примером, в котором скорость нагрева на стадии отжига является медленной, обезуглероживание стального листа протекает дольше, твердость поверхностного слоя значительно уменьшается, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
[0144] Экспериментальный пример 11 является примером, в котором максимальная температура нагрева на стадии отжига является низкой, содержится много крупнозернистых карбидов на основе железа, которые становятся отправной точкой разрушения, и, таким образом, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
С другой стороны, экспериментальный пример 12 является примером, в котором максимальная температура нагрева на стадии отжига является высокой, объемная доля остаточного аустенита, который становится отправной точкой разрушения, является большой, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
[0145] Экспериментальный пример 17 является примером, в котором время выдержки в области температур обезуглероживания является коротким, твердость поверхностного слоя чрезмерно высока, и, таким образом, изгибаемость становится низкой.
С другой стороны, экспериментальный пример 18 является примером, в котором время выдержки в области температур обезуглероживания является долгим, твердость поверхностного слоя чрезмерно уменьшается, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
[0146] Экспериментальный пример 23 является примером, в котором парциальное давление водяного пара в атмосфере в области температур обезуглероживания является высоким, твердость поверхностного слоя чрезмерно уменьшается, и, таким образом, изгибаемость становится низкой.
С другой стороны, экспериментальный пример 24 является примером, в котором парциальное давление водяного пара в атмосфере в области температур обезуглероживания является низким, твердость поверхностного слоя чрезмерно высока, и, таким образом, изгибаемость становится низкой.
[0147] Экспериментальные примеры 28, 29 являются примерами, в которых присутствует значительная разница Δε в полной величине деформации, которая вводится соответственно в переднюю поверхность и в заднюю поверхность в области температур обезуглероживания, и изгибаемость становится низкой.
Экспериментальный пример 33 является примером, в котором средняя скорость охлаждения от 740°C к 650°C является низкой, коэффициент эксцесса в распределении твердости в стальном листе имеет большое значение, и, таким образом, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
С другой стороны, экспериментальный пример 34 является примером, в котором средняя скорость охлаждения от 740°C к 650°C является высокой, коэффициент эксцесса в распределении твердости в стальном листе имеет большое значение, и, таким образом, пластичность и изгибаемость становятся низкими.
[0148] Экспериментальный пример 5 является примером, в котором средняя скорость охлаждения от 650°C к 500°C является низкой, различие в твердости между поверхностным слоем стального листа и его внутренней частью является небольшим, также образуется много карбидов на основе железа, и изгибаемость становится низкой.
Экспериментальный пример 38 является примером, в котором температура слоя покрытия при легирующей обработке является высокой, содержание железа в слое покрытия является чрезмерным, также в стальном листе образуется много карбидов на основе железа, которые становятся отправной точкой разрушения, и, таким образом, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
С другой стороны, экспериментальный пример 39 является примером, в котором температура слоя покрытия при легирующей обработке является низкой, содержание железа в слое покрытия является недостаточным, и, таким образом, изгибаемость становится низкой.
[0149] Экспериментальный пример 43 является примером, в котором продолжительность легирующей обработки является короткой, содержание железа в слое покрытия является недостаточным, и изгибаемость становится низкой.
С другой стороны, экспериментальный пример 44 является примером, в котором продолжительность легирующей обработки является долгой, в стальном листе образуется много карбидов на основе железа, которые становятся отправной точкой разрушения, и, таким образом, пластичность, способность к отбортовке-вытяжке, а также изгибаемость становятся низкими.
Экспериментальный пример 203 является примером, в котором толщина стального листа является по существу тонкой, плоскостность стального листа не может быть обеспечена, и поэтому было невозможно выполнить предопределенные испытания для оценки характеристик.
Экспериментальный пример 206 является примером, в котором существует значительная разница Δε в полной величине деформации, которая вводится соответственно в переднюю поверхность и в заднюю поверхность, и изгибаемость становится низкой.
В экспериментальных примерах 209 и 218 величина деформации, вводимой за один изгиб, является небольшой, твердость поверхностного слоя чрезмерно высока, и, следовательно, изгибаемость становится низкой.
В экспериментальных примерах 212 и 215 величина деформации, вводимой за один изгиб, является большой, форма стального листа нарушается, достаточная плоскостность листа не получается, и поэтому было невозможно выполнить предопределенные испытания для оценки характеристик.

Claims (9)

1. Высокопрочный гальванизированный стальной лист с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, имеющий легированный слой гальванического покрытия, сформированный на поверхности основного стального листа, содержащего, мас.%:
С: от 0,075 до 0,30
Si: от 0,30 до 2,50
Mn: от 1,30 до 3,50
Р: от 0,001 до 0,05
S: от 0,0001 до 0,01
Al: от 0,005 до 1,50
N: от 0,0001 до 0,01 и
О: от 0,0001 до 0,01
железо и неизбежные примеси остальное, в котором:
в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа коэффициент эксцесса К* распределения твердости между 2%-ной твердостью и 98%-ной твердостью составляет -0,30 или меньше, а структура листа содержит 8% или меньше в объемной доле остаточного аустенита,
отношение между твердостью по Виккерсу поверхностного слоя основного стального листа и твердостью по Виккерсу на 1/4 толщины основного стального листа составляет от 0,35 до 0,70, а
содержание железа в легированном слое гальванического покрытия составляет от 8% мас. до 12% мас,
причем 2%-ная твердость и 98%-ная твердость получены путем измерения твердости в областях с диаметром 1 мкм или меньше в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины основного стального листа, расположения измеренных значений твердости в порядке возрастания для получения распределения твердости, расчета целых чисел N0,02 и N0,98 путем умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,02 и округления этого числа в большую сторону, если число содержит дробную часть, умножения общего количества измеренных значений твердости на 0,98 и округления этого числа в меньшую сторону, если число содержит дробную часть, и установку значений твердости из полученного распределения твердости, являющихся по порядку N0,02 и N0,98, в качестве 2%-ной и 98%-ной твердостей.
2. Лист по п. 1, в котором структура основного стального листа в диапазоне от 1/8 до 3/8 толщины содержит, в объемных долях, от 10% до 75% феррита, от 10% до 50% в общем количестве любого или обоих из бейнитного феррита и бейнита, от 10% до 50% мартенсита отпуска, 15% или меньше свежего мартенсита и 5% или меньше перлита.
3. Лист по п. 1, в котором основной стальной лист дополнительно содержит, мас.%, один или более элементов из:
Ti: от 0,005 до 0,15
Nb: от 0,005 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0
V: от 0,005 до 0,15 и/или
0, 0001 до 0,5 в сумме одного или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM.
4. Лист по п. 1, в котором на поверхности легированного слоя гальванического покрытия сформирована покрывающая пленка, состоящая из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
5. Способ производства высокопрочного гальванизированного стального листа с максимальным пределом прочности 900 МПа или больше, включающий:
горячую прокатку нагретого до температуры 1050°C или больше сляба, содержащего, мас.%:
С: от 0,075 до 0,30
Si: от 0,30 до 2,50
Mn: от 1,30 до 3,50
Р: от 0,001 до 0,05
S: от 0,0001 до 0,01
Al: от 0,005 до 1,50
N: от 0,0001 до 0,01 и
О: от 0,0001 до 0,01
железо и неизбежные примеси остальное,
завершение горячей прокатки при конечной температуре 880°C или больше и намотку в температурной области 750°C или меньше;
непрерывный отжиг при нагревании стального листа в диапазоне температур между 600°C и Ac1 со средней скоростью нагрева 1°C/с или больше, выдержку стального листа в течение от 20 с до 600 с при температуре отжига в диапазоне между (Ac1+40)°C и Ас3 в атмосфере, в которой значение log(парциальное давление воды/парциальное давление водорода) составляет от -3,0 до 0,0, деформационную обработку сгибанием-разгибанием два или более раз при температуре отжига в атмосфере с использованием валка радиусом 800 мм или меньше для создания разности в накопленной деформации между передней и задней поверхностью листа величиной 0,0050 или меньше, после чего стальной лист охлаждают в диапазоне температур от 740°C до 650°C со средней скоростью охлаждения от 1,0 до 5,0°C/с, а затем охлаждают в диапазоне температур от 650°C до 500°C со средней скоростью охлаждения от 5 до 200°C/с, и
легирующую обработку листа металлическим сплавом, включающую погружение стального листа после стадии непрерывного отжига в ванну для гальванизации, а затем выдержку стального листа при температуре от 470°C до 650°C в течение 10-120 с.
6. Способ по п. 5, в котором сляб дополнительно содержит, мас.%, один или более элементов из:
Ti: от 0,005 до 0,15
Nb: от 0,005 до 0,15
В: от 0,0001 до 0,01
Cr: от 0,01 до 2,0
Ni: от 0,01 до 2,0
Cu: от 0,01 до 2,0
Мо: от 0,01 до 1,0
W: от 0,01 до 1,0
V: от 0,005 до 0,15 и/или
0,0001 до 0,5 в сумме одного или более из Са, Се, Mg, Zr, Hf и REM.
7. Способ по п. 5, в котором после стадии горячей прокатки и перед стадией непрерывного отжига выполняют стадию холодной прокатки со степенью обжатия 30-75%.
8. Способ по п. 5, в котором после стадии легирующей обработки стальной лист выдерживают при температуре от 200°C до 350°C в течение от 30 до 1000 с.
9. Способ по п. 5, в котором после стадии легирующей обработки выполняют стадию формирования покрывающей пленки, состоящей из оксида фосфора и/или сложного оксида, содержащего фосфор.
RU2014106991/02A 2011-07-29 2012-07-27 Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства RU2569615C2 (ru)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011-167436 2011-07-29
JP2011167436 2011-07-29
PCT/JP2012/069260 WO2013018739A1 (ja) 2011-07-29 2012-07-27 曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
RU2014106991A RU2014106991A (ru) 2015-09-10
RU2569615C2 true RU2569615C2 (ru) 2015-11-27

Family

ID=47629262

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
RU2014106991/02A RU2569615C2 (ru) 2011-07-29 2012-07-27 Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства

Country Status (13)

Country Link
US (1) US9234268B2 (ru)
EP (1) EP2738280B1 (ru)
JP (1) JP5273324B1 (ru)
KR (1) KR101597473B1 (ru)
CN (1) CN103717773B (ru)
BR (1) BR112014001994A2 (ru)
CA (1) CA2842897C (ru)
ES (1) ES2727865T3 (ru)
MX (1) MX360332B (ru)
PL (1) PL2738280T3 (ru)
RU (1) RU2569615C2 (ru)
TW (1) TWI493055B (ru)
WO (1) WO2013018739A1 (ru)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2729236C1 (ru) * 2017-05-05 2020-08-05 Арселормиттал Способ изготовления гальванизированной и отожженной листовой стали, стойкой к жидкометаллическому охрупчиванию
RU2807620C1 (ru) * 2020-05-07 2023-11-17 Арселормиттал Способ получения стального листа с покрытием, оцинкованный стальной лист (варианты) и применение оцинкованного стального листа

Families Citing this family (66)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2010087512A1 (ja) 2009-01-30 2010-08-05 Ｊｆｅスチール株式会社 耐ｈｉｃ性に優れた厚肉高張力熱延鋼板及びその製造方法
TWI468534B (zh) 2012-02-08 2015-01-11 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 高強度冷軋鋼板及其製造方法
JP6111522B2 (ja) 2012-03-02 2017-04-12 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
EP2684975B1 (de) * 2012-07-10 2016-11-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
JP5860354B2 (ja) * 2012-07-12 2016-02-16 株式会社神戸製鋼所 降伏強度と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP6048382B2 (ja) * 2013-12-09 2016-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
MX2016008810A (es) 2014-01-06 2016-09-08 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Acero y metodo para fabricarlo.
CN104018088B (zh) * 2014-05-12 2016-05-11 盐城市鑫洋电热材料有限公司 一种高强热镀锌钢板及其制备方法
US10508317B2 (en) 2014-07-18 2019-12-17 Nippon Steel Corporation Steel product and manufacturing method of the same
ES2761600T3 (es) * 2014-11-05 2020-05-20 Nippon Steel Corp Lámina de acero galvanizada en caliente
EP3216892B1 (en) 2014-11-05 2019-08-14 Nippon Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet
MX2017005507A (es) * 2014-11-05 2017-06-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero galvanizad por inmersion en caliente.
KR101561008B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP6085348B2 (ja) * 2015-01-09 2017-02-22 株式会社神戸製鋼所 高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
JP6010144B2 (ja) * 2015-01-09 2016-10-19 株式会社神戸製鋼所 めっき性、加工性、および耐遅れ破壊特性に優れた高強度めっき鋼板、並びにその製造方法
CN104711481B (zh) * 2015-03-20 2017-03-15 苏州纽东精密制造科技有限公司 一种货架承重高强度钢及其热处理工艺
MX2017012953A (es) * 2015-04-10 2018-02-01 Nanosteel Co Inc Mejor capacidad de formacion de bordes en aleaciones metalicas.
JP6566026B2 (ja) * 2015-04-22 2019-08-28 日本製鉄株式会社 めっき鋼板
JP6586776B2 (ja) * 2015-05-26 2019-10-09 日本製鉄株式会社 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
MX2017015333A (es) 2015-05-29 2018-03-28 Jfe Steel Corp Lamina de acero rolada en frio de alta resistencia, lamina de acero recubierta de alta resistencia, metodo para fabricar lamina de acero rolada en frio de alta resistencia, y metodo para fabricar lamina de acero recubierta de alta resistencia.
US10308996B2 (en) * 2015-07-30 2019-06-04 Hyundai Motor Company Hot stamping steel and producing method thereof
JP6610113B2 (ja) * 2015-09-16 2019-11-27 日本製鉄株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板と該鋼板用熱延鋼板及びそれらの製造方法
KR20180095536A (ko) 2015-12-15 2018-08-27 타타 스틸 이즈무이덴 베.뷔. 고강도 용융 아연도금 강 스트립
US11447852B2 (en) 2016-01-29 2022-09-20 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet, high-strength member, and method for producing high-strength galvanized steel sheet
MX2018009259A (es) * 2016-02-25 2018-11-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Metodo para la fabricacion de laminas de acero y dispositivo para recocido continuo de la lamina de acero.
KR102115278B1 (ko) * 2016-02-25 2020-05-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
RU2749413C2 (ru) 2016-05-10 2021-06-09 Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн Изделия из высокопрочной стали и способы их изготовления
KR101758567B1 (ko) 2016-06-23 2017-07-17 주식회사 포스코 강도 및 성형성이 우수한 클래드 강판 및 그 제조방법
JP6432705B2 (ja) * 2016-09-30 2018-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度めっき鋼板及びその製造方法
KR101967959B1 (ko) * 2016-12-19 2019-04-10 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018117552A1 (ko) * 2016-12-23 2018-06-28 주식회사 포스코 굽힘가공성이 우수한 초고강도 열연강판 및 그 제조방법
JP6439900B2 (ja) 2016-12-27 2018-12-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
TWI616540B (zh) * 2017-01-26 2018-03-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
TWI627290B (zh) * 2017-02-02 2018-06-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Steel plate
JP6443592B1 (ja) * 2017-02-20 2018-12-26 新日鐵住金株式会社 高強度鋼板
JP6388100B1 (ja) * 2017-02-20 2018-09-12 新日鐵住金株式会社 鋼板
EP3556881B1 (en) * 2017-02-28 2020-09-30 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
WO2018179386A1 (ja) 2017-03-31 2018-10-04 新日鐵住金株式会社 冷間圧延鋼板および溶融亜鉛めっき冷間圧延鋼板
CA3079796A1 (en) * 2017-11-15 2019-05-23 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
KR102414090B1 (ko) * 2017-12-15 2022-06-28 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판, 용융 아연 도금 강판 및 합금화 용융 아연 도금 강판
US11345974B2 (en) 2018-02-28 2022-05-31 Jfe Steel Corporation Cold rolled steel sheet and method for manufacturing the same
CA3092904A1 (en) 2018-03-01 2019-09-06 Nucor Corporation Zinc alloy coated high-strength steels and method of manufacturing the same
CN108441763B (zh) * 2018-03-23 2019-11-19 马钢(集团)控股有限公司 一种抗拉强度1000MPa级冷轧热浸镀锌高强钢及其制备方法
KR102451383B1 (ko) * 2018-03-30 2022-10-11 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 합금화 용융 아연 도금 강판
TWI671410B (zh) * 2018-03-30 2019-09-11 日商日本製鐵股份有限公司 鋼板及其製造方法
CN108677087B (zh) * 2018-05-22 2020-10-27 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 低合金高强冷轧退火钢板和合金镀层钢板的制备方法
WO2020050229A1 (ja) * 2018-09-04 2020-03-12 国立大学法人東北大学 鉄基合金および鉄基合金の製造方法
CN113166966A (zh) * 2018-12-27 2021-07-23 日本制铁株式会社 加工后耐腐蚀性优异的镀镍钢板及镀镍钢板的制造方法
WO2020145256A1 (ja) * 2019-01-07 2020-07-16 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
MX2021008066A (es) * 2019-01-07 2021-08-05 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de fabricacion de la misma.
KR102508575B1 (ko) * 2019-01-30 2023-03-10 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20220098696A1 (en) * 2019-01-30 2022-03-31 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
US11572601B2 (en) 2019-03-29 2023-02-07 Nippon Steel Corporation Coated steel member, coated steel sheet, and methods for producing same
WO2020209276A1 (ja) * 2019-04-11 2020-10-15 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
EP3971308A4 (en) * 2019-05-16 2022-06-15 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH ELEMENT, METHOD OF PRODUCTION OF HIGH STRENGTH ELEMENT AND METHOD OF PRODUCTION OF STEEL SHEET FOR HIGH STRENGTH ELEMENT
KR20220095232A (ko) * 2019-12-19 2022-07-06 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
CN111378904B (zh) * 2020-05-14 2021-03-26 太仓鑫祥金属制品有限公司 一种耐腐蚀超高强度折弯机用钢部件的制备工艺
CN115715332B (zh) * 2020-06-30 2024-04-12 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
KR102464387B1 (ko) * 2020-10-26 2022-11-07 현대제철 주식회사 고강도 합금화 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102490312B1 (ko) * 2020-12-09 2023-01-19 주식회사 포스코 연성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판
KR20220084651A (ko) * 2020-12-14 2022-06-21 주식회사 포스코 굽힘성 및 성형성이 우수한 고강도 강판 및 이의 제조방법
KR102438474B1 (ko) * 2020-12-21 2022-09-01 주식회사 포스코 무방향성 전기강판 및 그 제조방법
KR20230094376A (ko) * 2021-12-21 2023-06-28 주식회사 포스코 점용접성이 우수한 고강도 고성형성 강판 및 그 제조방법
WO2023118350A1 (en) * 2021-12-24 2023-06-29 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel strip or sheet excellent in ductility and bendability, manufacturing method thereof, car or truck component

Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312163C2 (ru) * 2003-05-21 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ 780 МПа ИЛИ БОЛЕЕ, ИМЕЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНУЮ ЛОКАЛЬНУЮ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ И ЗАМЕДЛЕННОЕ ПОВЫШЕНИЕ ТВЕРДОСТИ МЕСТА СВАРКИ
RU2361936C1 (ru) * 2008-01-09 2009-07-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь" Способ производства горячеоцинкованного проката повышенной прочности

Family Cites Families (24)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH05195149A (ja) 1992-01-21 1993-08-03 Nkk Corp 曲げ加工性及び衝撃特性の優れた超高強度冷延鋼板
US6368728B1 (en) 1998-11-18 2002-04-09 Kawasaki Steel Corporation Galvannealed steel sheet and manufacturing method
JP3872621B2 (ja) 1999-11-05 2007-01-24 新日本製鐵株式会社 自動車車体用亜鉛系メッキ鋼板
KR100451247B1 (ko) * 2002-11-06 2004-10-13 엘지전자 주식회사 전기밥솥
JP4528137B2 (ja) * 2004-03-19 2010-08-18 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板の製造方法
JP4442811B2 (ja) 2004-04-06 2010-03-31 鵬翔株式会社 強撚糸織物の製造方法
JP4254663B2 (ja) 2004-09-02 2009-04-15 住友金属工業株式会社 高強度薄鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
JP4791248B2 (ja) 2005-05-24 2011-10-12 株式会社ディスコ レーザー加工装置
JP4730056B2 (ja) * 2005-05-31 2011-07-20 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法
JP2007016319A (ja) 2006-08-11 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5320990B2 (ja) * 2008-02-29 2013-10-23 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板およびその製造方法
JP5071173B2 (ja) 2008-03-11 2012-11-14 住友金属工業株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5391572B2 (ja) 2008-04-08 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびに該鋼板の製造方法
JP5504643B2 (ja) 2008-08-19 2014-05-28 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5206244B2 (ja) 2008-09-02 2013-06-12 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板
JP5228722B2 (ja) 2008-09-10 2013-07-03 新日鐵住金株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5365181B2 (ja) * 2008-12-24 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2011065591A1 (ja) * 2009-11-30 2011-06-03 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰa以上の高強度鋼板及びその製造方法
JP5370104B2 (ja) 2009-11-30 2013-12-18 新日鐵住金株式会社 耐水素脆化特性に優れた引張最大強度９００ＭＰａ以上の高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5644095B2 (ja) 2009-11-30 2014-12-24 新日鐵住金株式会社 延性及び耐遅れ破壊特性の良好な引張最大強度９００ＭＰａ以上を有する高強度鋼板および高強度冷延鋼板の製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
US9745639B2 (en) * 2011-06-13 2017-08-29 Kobe Steel, Ltd. High-strength steel sheet excellent in workability and cold brittleness resistance, and manufacturing method thereof

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2312163C2 (ru) * 2003-05-21 2007-12-10 Ниппон Стил Корпорейшн ВЫСОКОПРОЧНЫЙ ХОЛОДНОКАТАНЫЙ СТАЛЬНОЙ ЛИСТ С ПРЕДЕЛОМ ПРОЧНОСТИ НА РАЗРЫВ 780 МПа ИЛИ БОЛЕЕ, ИМЕЮЩИЙ ПРЕВОСХОДНУЮ ЛОКАЛЬНУЮ ДЕФОРМИРУЕМОСТЬ И ЗАМЕДЛЕННОЕ ПОВЫШЕНИЕ ТВЕРДОСТИ МЕСТА СВАРКИ
RU2361936C1 (ru) * 2008-01-09 2009-07-20 Открытое акционерное общество "Северсталь" (ОАО "Северсталь" Способ производства горячеоцинкованного проката повышенной прочности

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
RU2729236C1 (ru) * 2017-05-05 2020-08-05 Арселормиттал Способ изготовления гальванизированной и отожженной листовой стали, стойкой к жидкометаллическому охрупчиванию
US11654653B2 (en) 2017-05-05 2023-05-23 Arcelormittal Method for the manufacturing of liquid metal embrittlement resistant galvannealed steel sheet
RU2807620C1 (ru) * 2020-05-07 2023-11-17 Арселормиттал Способ получения стального листа с покрытием, оцинкованный стальной лист (варианты) и применение оцинкованного стального листа

Also Published As

Publication number Publication date
MX360332B (es) 2018-10-29
TW201309815A (zh) 2013-03-01
TWI493055B (zh) 2015-07-21
CN103717773B (zh) 2016-05-04
US20140212684A1 (en) 2014-07-31
EP2738280A1 (en) 2014-06-04
KR101597473B1 (ko) 2016-02-24
PL2738280T3 (pl) 2019-08-30
EP2738280B1 (en) 2019-03-20
BR112014001994A2 (pt) 2017-02-21
CA2842897C (en) 2016-09-20
CA2842897A1 (en) 2013-02-07
WO2013018739A1 (ja) 2013-02-07
EP2738280A4 (en) 2015-08-05
KR20140041833A (ko) 2014-04-04
ES2727865T3 (es) 2019-10-21
US9234268B2 (en) 2016-01-12
CN103717773A (zh) 2014-04-09
MX2014000882A (es) 2014-02-20
JP5273324B1 (ja) 2013-08-28
RU2014106991A (ru) 2015-09-10
JPWO2013018739A1 (ja) 2015-03-05

Similar Documents

Publication Publication Date Title
RU2569615C2 (ru) Высокопрочный гальванизированный стальной лист, имеющий превосходную изгибаемость, и способ его производства
CN112074620B (zh) 镀锌钢板及其制造方法
US11859259B2 (en) Zinc-plated steel sheet and manufacturing method thereof
RU2556253C1 (ru) Высокопрочный стальной лист и высокопрочный оцинкованный стальной лист с превосходной формуемостью, и способы их получения
RU2573154C2 (ru) Высокопрочный стальной лист, имеющий превосходную ударопрочность, и способ его производства, и высокопрочный гальванизированный стальной лист и способ его производства
RU2566121C1 (ru) Высокопрочный гальванизированный погружением стальной лист с превосходной характеристикой сопротивления удару и способ его изготовления и высокопрочный, подвергнутый легированию, гальванизированный погружением стальной лист и способ его изготовления
KR101130837B1 (ko) 구멍 확장성과 연성의 균형이 극히 양호하고, 피로 내구성도 우수한 고강도 강판과 아연 도금 강판 및 이 강판들의 제조 방법
JP4860784B2 (ja) 成形性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
EP2530180A1 (en) Steel sheet and process for producing steel sheet
JP7173303B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
KR102460214B1 (ko) 강판 및 그 제조 방법
WO2016178430A1 (ja) 高強度鋼板及びその製造方法
JP7103509B2 (ja) 高強度鋼板
KR20140117584A (ko) 강판, 도금 강판 및 그들의 제조 방법
JP2009030159A (ja) プレス成形性の良好な高強度高ヤング率鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び鋼管、並びに、それらの製造方法
JP2005298964A (ja) 穴拡げ性に優れた高強度高延性薄鋼板およびその製造方法
JP7120461B2 (ja) 鋼板
US11390932B2 (en) High-strength hot-dip galvanized steel sheet and method for producing the same
JPWO2020162556A1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20210092796A (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP3498876A1 (en) High-strength steel sheet, and production method therefor
JP7036274B2 (ja) 鋼板
JP6699711B2 (ja) 高強度鋼帯の製造方法
KR102544887B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
RU2575113C2 (ru) Высокопрочный стальной лист - стальной лист и высокопрочный гальванизированный стальной лист, обладающие превосходной стабильностью формы, и способ их производства

Legal Events

Date Code Title Description
PD4A Correction of name of patent owner
MM4A The patent is invalid due to non-payment of fees

Effective date: 20200728