TW201945559A - 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法 - Google Patents

鋅系鍍敷鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TW201945559A
TW201945559A TW108114815A TW108114815A TW201945559A TW 201945559 A TW201945559 A TW 201945559A TW 108114815 A TW108114815 A TW 108114815A TW 108114815 A TW108114815 A TW 108114815A TW 201945559 A TW201945559 A TW 201945559A
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel sheet
zinc
temperature
iron
based plated
Prior art date
Application number
TW108114815A
Other languages
English (en)
Inventor
横山卓史
林邦夫
中田匡浩
山口裕司
内田智史
Original Assignee
日商日本製鐵股份有限公司
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
Family has litigation
First worldwide family litigation filed litigation Critical https://patents.darts-ip.com/?family=68386356&utm_source=google_patent&utm_medium=platform_link&utm_campaign=public_patent_search&patent=TW201945559(A) "Global patent litigation dataset” by Darts-ip is licensed under a Creative Commons Attribution 4.0 International License.
Application filed by 日商日本製鐵股份有限公司 filed Critical 日商日本製鐵股份有限公司
Publication of TW201945559A publication Critical patent/TW201945559A/zh

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/26—Methods of 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
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/004—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr and Ni
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/005—Heat treatment of ferrous alloys containing Mn
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/007—Heat treatment of ferrous alloys containing Co
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/008—Heat treatment of ferrous alloys containing Si
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • 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
    • C22C38/008—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tin
    • 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
    • C22C38/08—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing nickel
    • 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
    • C22C38/10—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing cobalt
    • 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
    • C22C38/16—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
    • C22C38/22—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with molybdenum or tungsten
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/26—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with niobium or tantalum
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/30—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with cobalt
    • 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
    • C22C38/60—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing lead, selenium, tellurium, or antimony, or more than 0.04% by weight of sulfur
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—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
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • 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
    • C23C2/29—Cooling or quenching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • 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
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • 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
    • 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
    • C21D2211/009—Pearlite
    • 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
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Chemical Kinetics & Catalysis (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Oil, Petroleum & Natural Gas (AREA)
  • Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
  • Coating With Molten Metal (AREA)

Abstract

本發明一態樣之鋅系鍍敷鋼板具備：具有預定化學組成之鋼板和鋅系鍍敷層。前述鋼板在以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中，鋼組織以體積%計含有肥粒鐵：0~10%、變韌鐵：0~20%、回火麻田散鐵：70%以上、新生麻田散鐵：0~10%、殘留沃斯田鐵：0~10%及波來鐵：0~5%。前述鋅系鍍敷鋼板於去除前述鋅系鍍敷層後，將前述鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為鋼板每質量在0.40ppm以下，拉伸強度為1470MPa以上，並且在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中無發生破裂。

Description

鋅系鍍敷鋼板及其製造方法
本發明關於一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法。
本案係依據已於2018年5月1日於日本提申之日本特願2018-088417號主張優先權，並於此援引其內容。
發明背景
近年來，由伴隨地球暖化對策之溫室氣體排出量規制之觀點，係尋求汽車之油耗改善，而為了車體輕量化及確保衝撞安全性，高強度鋼板之應用正逐漸擴大。尤其最近，拉伸強度在1470MPa以上之超高強度鋼板的需求正逐漸高漲。並且，車體當中在要求防鏽性之部位還會尋求於表面施有熔融鍍鋅之高強度熔融鍍鋅鋼板。
上述高強度熔融鍍鋅鋼板在作為汽車用鋼板使用時，係藉由壓製加工等來成形成各種形狀。然而，當將拉伸強度大於1470MPa之類的超高強度鋼板應用來作為汽車用構件時，當然須解決其壓製成形性，並且還須解決鋼板的氫脆化破裂。
氫脆化破裂係一種在使用狀況下，作用有高應力之鋼構件因從環境侵入鋼中之氫而突然發生破壞之現象。從破壞之發生形態而言，該現象亦被稱為延遲破壞。一般周知，鋼板的拉伸強度越提升就越容易發生鋼板的氫脆化破裂。其係因鋼板的拉伸強度越高，零件成形後殘留於鋼板之應力越增加之故。對該氫脆化破裂(延遲破壞)之感度即稱耐氫脆化特性。
截至目前亦已做出各種嘗試，以改善鋼板之耐氫脆化特性。於以下示出其研討事例。
專利文獻1及專利文獻2中記載有一種超高強度冷軋鋼板之相關技術，係將具有預定化學組成之冷軋鋼板加熱至Ac3 點以上，並進行淬火及回火，藉此製成麻田散鐵主體之鋼組織，以改善耐氫脆化特性。
專利文獻3中記載有一種具有120kg/mm2 以上之拉伸強度之高強度冷軋鋼板的相關技術，係藉由使化學組成微量含有Cu、Cr、Nb及Ni等，並且製成變韌鐵主體之鋼組織，以改善耐氫脆化特性。
專利文獻4記載有一種具有1270MPa級以上之拉伸強度之冷軋鋼板的相關技術，係將具有預定化學組成之鋼板在進行表層脫碳退火後，加熱到Ac3 點以上，進行淬火及回火，藉此將鋼內部之組織製成回火麻田散鐵主體組織，並且還藉由使表層軟質化來改善彎曲性與耐延遲破壞特性。
專利文獻5記載有一種高強度冷軋鋼板之相關技術，係控制鋼組織中所含殘留沃斯田鐵之量及分散形態，利用殘留沃斯田鐵之氫捕捉效果，來改善耐氫脆化特性。
在連續型熔融鍍鋅產線中製造熔融鍍鋅鋼板時，係以還原鋼板表面以確保其與熔融鍍鋅之濡濕性為目的，而在含氫氣體環境下實施熱處理。此時，氣體環境中所含之氫會侵入到熱處理中之鋼板內。
通常，氫原子就算在室溫下其擴散速度仍夠快，鋼板中的氫在短時間便會發散至大氣中，因此，就非鍍敷鋼板，在製造步驟中侵入到鋼板之氫事實上並不構成問題。然而，若為熔融鍍鋅鋼板，由於熔融鍍鋅層會阻礙氫從鋼板往大氣釋放出來，故在室溫下氫幾乎無法發散到大氣中。因此，熔融鍍鋅鋼板係在仍包含有於製造鋼板時侵入之氫的狀態下，施以沖裁或壓製等加工，以作為汽車用構件來使用。在強度較低之熔融鍍鋅鋼板中，鋼中氫事實上並不構成問題，但在拉伸強度為1470MPa以上之熔融鍍鋅鋼板中，依加工條件或所負荷之應力不同，而有因鋼中氫導致發生氫脆化破裂之風險。
然而，從抑制氫脆化破裂之觀點來看，幾乎沒有欲抑制熔融鍍鋅鋼板中之侵入氫量之事例。此外，本發明人等得到以下知識見解：單僅減低熔融鍍鋅鋼板中之侵入氫量，並無法充分提升耐氫脆化特性。
專利文獻6中記載有一種熔融鍍鋅鋼板之相關技術，係基於抑制氣泡的觀點，透過控制熱處理中之氣體環境，來減低了往鋼板之侵入氫量。然而，專利文獻6中並未考慮到鋼板之機械特性及耐氫脆化特性。
專利文獻7中記載有一種高強度鍍鋅鋼板之相關技術，係使母材鋼板之鋼板中的擴散性氫量以質量%計為0.00008%以下(0.8ppm以下)。但，專利文獻7中並未考慮到耐氫脆化特性。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本特開平10-001740號公報
專利文獻2：日本特開平9-111398號公報
專利文獻3：日本特開平6-145891號公報
專利文獻4：國際公開第2011/105385號
專利文獻5：日本特開2007-197819號公報
專利文獻6：國際公開第2015/029404號
專利文獻7：國際公開第2018/124157號
發明概要
發明欲解決之課題
如上述，截至目前已透過各種手法來嘗試改善熔融鍍鋅鋼板之耐氫脆化特性，但卻完全沒有基於抑制氫脆化破裂之觀點來採取用以減低於製造鋼板時侵入之氫之措施。
本發明係有鑑於上述實情而作成者，其目的在於提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板適合用於汽車用構件，並且其機械特性優異、已減低製造時之侵入氫量且耐氫脆化特性優異。並且，本發明之目的在於提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板除具有上述諸多特性外，屬鋅系鍍敷鋼板所一般要求之特性、即鍍敷密著性亦優異。又，所謂鍍敷密著性，係指鋼板和熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層之密著性。
用以解決課題之手段
本發明主旨如下。
[1]本發明一態樣之鋅系鍍敷鋼板具備鋼板和配置於前述鋼板表面之鋅系鍍敷層；
前述鋼板具有以下化學組成：
以質量%計含有：
C：0.150%~0.500%、
Si：0.01%~2.50%、
Mn：1.00%~5.00%、
P：0.100%以下、
S：0.0100%以下、
Al：0.001%~1.000%、
N：0.0100%以下、
O：0.0100%以下、
Cr：0%~2.00%、
Mo：0%~1.00%、
B：0%~0.010%、
Cu：0%~1.00%、
Ni：0%~1.00%、
Co：0%~1.00%、
W：0%~1.00%、
Sn：0%~1.00%、
Sb：0%~0.50%、
Ti：0%~0.30%、
Nb：0%~0.30%、
V：0%~1.00%、
Ca：0%~0.0100%、
Mg：0%~0.0100%、
Ce：0%~0.0100%、
Zr：0%~0.0100%、
La：0%~0.0100%、
Hf：0%~0.0100%、
Bi：0%~0.0100%、及
REM：0%~0.0100%，且
剩餘部分由Fe及不純物所構成；
前述鋼板之以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中，鋼組織以體積%計含有以下組織：
肥粒鐵：0~10%、
變韌鐵：0~20%、
回火麻田散鐵：70%以上、
新生麻田散鐵：0~10%、
殘留沃斯田鐵：0~10%、及
波來鐵：0~5%；並且
前述鋅系鍍敷鋼板於去除前述鋅系鍍敷層後，將前述鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為鋼板每質量在0.40ppm以下；
拉伸強度為1470MPa以上；並且
在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中無發生破裂。
[2]如上述[1]之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：
Cr：0.001%~2.00%、
Mo：0.001%~1.00%、
B：0.0001%~0.010%、
Cu：0.001%~1.00%、
Ni：0.001%~1.00%、
Co：0.001%~1.00%、
W：0.001%~1.00%、
Sn：0.001%~1.00%、及
Sb：0.001%~0.50%。
[3]如上述[1]或[2]之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：
Ti：0.001%~0.30%、
Nb：0.001%~0.30%、及
V：0.001%~1.00%。
[4]如上述[1]~[3]中任一項之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：
Ca：0.0001%~0.0100%、
Mg：0.0001%~0.0100%、
Ce：0.0001%~0.0100%、
Zr：0.0001%~0.0100%、
La：0.0001%~0.0100%、
Hf：0.0001%~0.0100%、
Bi：0.0001%~0.0100%、及
REM：0.0001%~0.0100%。
[5]如上述[1]~[4]中任一項之鋅系鍍敷鋼板，其延性-脆性轉變溫度亦可在-40℃以下。
[6]本發明另一態樣之鋅系鍍敷鋼板之製造方法，係製造如上述[1]~[5]中任一項之鋅系鍍敷鋼板之方法，其對具有如上述[1]~[4]中任一項之化學組成之鋼板，依序施行以下(I)~(IV)之各步驟：
(I)退火步驟，在加熱溫度：Ac3 點~950℃、於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間：1~500s之條件下進行退火，並且在從鋼板溫度達600℃時起至在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~15.0體積%；
(II)第一維持步驟，在Ms點~600℃之溫度區下進行20~500s之維持，並且在該維持期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~10.0體積%；
(III)鍍敷步驟，在將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴後，進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止；及
(IV)第二維持步驟，在氫濃度小於0.50體積%之氣體環境中，於200℃以上且低於350℃之溫度區下維持10~1000s後，捲取成卷狀。
[7]如上述[6]之鋅系鍍敷鋼板之製造方法中，前述(III)之步驟亦可為以下步驟：在將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴後，於460~600℃之溫度區下進行合金化處理之後，進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止。
發明效果
根據本發明之上述態樣，可提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板適合用來作為汽車用構件，並且其機械特性優異、已減低製造時之侵入氫量且耐氫脆化特性及鍍敷密著性優異。並且，根據本發明之較佳態樣，可提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板除具有上述諸多特性外，更具優異低溫韌性。
用以實施發明之形態
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板具備鋼板和配置於鋼板表面之鋅系鍍敷層。又，本實施形態中，鋅系鍍敷鋼板係指熔融鍍鋅鋼板或合金化熔融鍍鋅鋼板，鋅系鍍敷層則指熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層。並且，本實施形態中，鋼板係指於表面配置有鋅系鍍敷層之母材鋼板。
本實施形態之鋼板具有以下化學組成：以質量%計含有C：0.150%~0.500%、Si：0.01%~2.50%、Mn：1.00%~5.00%、P：0.100%以下、S：0.0100%以下、Al：0.001%~1.000%、N：0.0100%以下、O：0.0100%以下、Cr：0%~2.00%、Mo：0%~1.00%、B：0%~0.010%、Cu：0%~1.00%、Ni：0%~1.00%、Co：0%~1.00%、W：0%~1.00%、Sn：0%~1.00%、Sb：0%~0.50%、Ti：0%~0.30%、Nb：0%~0.30%、V：0%~1.00%、Ca：0%~0.0100%、Mg：0%~0.0100%、Ce：0%~0.0100%、Zr：0%~0.0100%、La：0%~0.0100%、Hf：0%~0.0100%、Bi：0%~0.0100%及REM：0%~0.0100%，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。
本實施形態之鋼板，其以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中，鋼組織以體積%計含有以下組織：肥粒鐵：0~10%、變韌鐵：0~20%、回火麻田散鐵：70%以上、新生麻田散鐵：0~10%、殘留沃斯田鐵：0~10%及波來鐵：0~5%。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板於去除鋅系鍍敷層後，將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為鋼板每質量在0.40ppm以下。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板之拉伸強度為1470MPa以上，並且在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中並無發生破裂。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板中，鋼板之化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：Cr：0.001%~2.00%、Mo：0.001%~1.00%、B：0.0001%~0.010%、Cu：0.001%~1.00%、Ni：0.001%~1.00%、Co：0.001%~1.00%、W：0.001%~1.00%、Sn：0.001%~1.00%及Sb：0.001%~0.50%。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板中，鋼板之化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：Ti：0.001%~0.30%、Nb：0.001%~0.30%及V：0.001%~1.00%。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板中，鋼板之化學組成亦可含有以下中之一種或二種以上元素：Ca：0.0001%~0.0100%、Mg：0.0001%~0.0100%、Ce：0.0001%~0.0100%、Zr：0.0001%~0.0100%、La：0.0001%~0.0100%、Hf：0.0001%~0.0100%、Bi：0.0001%~0.0100%及REM：0.0001%~0.0100%。
以下，詳細說明本實施形態之鋅系鍍敷鋼板。
『化學組成』
首先，說明將本實施形態之鋼板的化學組成限定成如上述的理由。又，本說明書中規定化學組成之符號「%」，若無特別說明則皆為「質量%」。於以下記載之數值限定範圍，下限值及上限值係包含於該範圍中。而對於顯示為「大於」、「小於」之數值，該值並不含於數值範圍中。
[C：0.150%~0.500%]
C(碳)係用以獲得鋅系鍍敷鋼板所欲強度之必要元素。若C含量小於0.150%，便無法獲得所欲高強度，故C含量設為0.150%以上。較佳係在0.180%以上或0.190%以上。另一方面，當C含量大於0.500%時，熔接性會降低，故C含量設為0.500%以下。而從抑制鋅系鍍敷鋼板之熔接性降低的觀點看來，C含量宜在0.350%以下。
[Si：0.01%~2.50%]
Si(矽)係一種可抑制鐵碳化物的生成，而有助於提升鋅系鍍敷鋼板之強度及成形性的元素。為了獲得所欲強度及成形性，Si含量設為0.01%以上。且較佳係在0.05%以上或0.10%以上。另一方面，若含有過多Si，鋅系鍍敷鋼板之熔接性就會劣化。因此，Si含量設為2.50%以下。而較佳係在2.00%以下、1.20%以下或1.00%以下。
[Mn：1.00%~5.00%]
Mn(錳)係一種強力的沃斯田鐵穩定化元素，且係一種對於鋅系鍍敷鋼板之高強度化有效的元素。為了獲得所欲強度，Mn含量設為1.00%以上。且較佳係在1.50%以上或2.00%以上。另一方面，若含有過多Mn，會導致鋅系鍍敷鋼板之熔接性及低溫韌性劣化。因此，Mn含量設為5.00%以下。且較佳係在4.00%以下或3.50%以下。
[P：0.100%以下]
P(磷)係固溶強化元素，且係一種對於鋅系鍍敷鋼板之高強度化有效的元素，但若含有過多P，便會導致鋅系鍍敷鋼板之熔接性及韌性劣化。因此，P含量限制在0.100%以下。較佳係在0.050%以下，在0.020%以下則更佳。惟，由於要極度減低P含量，脫P成本會變高，故基於經濟性的觀點，P含量以設為0.001%以上或0.005%以上為宜。
[S：0.0100%以下]
S(硫)係作為不純物而含有之元素，其會在鋼中形成MnS，而導致鋅系鍍敷鋼板之韌性及擴孔性劣化。因此，為了不使鋅系鍍敷鋼板之韌性及擴孔性明顯劣化，係將S含量限制在0.0100%以下。且較佳係在0.0050%以下或0.0035%以下。惟，由於要極度減低S含量，脫硫成本會變高，故基於經濟性的觀點，S含量以設為0.0005%以上或0.0010%以上為宜。
[Al：0.001%~1.000%]
Al(鋁)係至少含有0.001%以上，以將鋼去氧。較佳係在0.005%以上或0.015%以上。但，就算含有過多Al，不僅上述效果會飽和而引起成本上升，還會使鋼的變態溫度上升，造成熱軋延時的負荷增加。因此，Al含量設為1.000%以下。且較佳係在0.500%以下或0.400%以下。
[N：0.0100%以下]
N(氮)係作為不純物而含有於鋼中之元素，當N含量大於0.0100%時會於鋼中形成粗大氮化物，使得鋅系鍍敷鋼板之彎曲性及擴孔性劣化。因此，N含量限制在0.0100%以下。且較佳係在0.0050%以下或0.0045%以下。惟，由於要極度減低N含量，脫N成本會變高，故基於經濟性的觀點，N含量以設為0.0005%以上或0.0020%以上為宜。
[O：0.0100%以下]
O(氧)係作為不純物而含有於鋼中之元素，當O含量大於0.0100%時會於鋼中形成粗大氧化物，使得鋅系鍍敷鋼板之彎曲性及擴孔性劣化。因此，O含量限制在0.0100%以下。且較佳係在0.0050%以下或0.0030%以下。惟，從製造成本之觀點看來，O含量宜設為0.0001%以上、0.0005%以上或0.0010%以上。
[去除鋅系鍍敷層後，將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量：鋼板每質量在0.40ppm以下]
為了防止鋅系鍍敷鋼板之耐氫脆化破裂，將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量係設為鋼板每質量在0.40ppm以下。而釋放出的氫量越少越好，在0.30ppm以下較佳，若在0.20ppm以下則更佳。會影響氫脆化之氫係在較低溫下加熱鋼板時所釋放出的氫，加熱到較高溫而釋放出的氫並不會影響氫脆化。本實施形態中，係視將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為影響氫脆化破裂之要素之一，並且將該氫量限制在0.40ppm以下。另，室溫之範圍為15~25℃。
將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量係利用以下方法來測定。首先，將鋅系鍍敷鋼板之表背面機械磨削各0.1mm，以去除鋅系鍍敷鋼板之鋅系鍍敷層(熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層)。之後，透過氣相層析儀之升溫氫分析法(升溫速度：100℃/小時，測定至300℃為止)求算從室溫加熱到200℃時從鋼板釋放出的氫質量之累積量(氣相層析儀之測定值)。將求得之氫質量之累積量(氣相層析儀之測定值)除以供於測定之去除鋅系鍍敷層後之鋼板質量，藉此得到將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量(mass ppm)。供於測定之鋼板(去除鋅系鍍敷層後之鋼板)質量，較理想的係設為至少在0.5g以上、較佳則係設為1.0g以上。又，為了防止氫在測定前發散到大氣中，必須在從去除鋅系鍍敷層後起算1小時以內開始進行分析。或者必須將去除鋅系鍍敷層後之鋼板保管在液體氮中直到開始進行分析為止。
本實施形態之鋼板具有上述化學組成，且剩餘部分由Fe及不純物所構成。所謂「不純物」，係以工業方式製造鋼板時，因礦石和廢料等原料、及製造步驟之各種要因而混入之成分。
本實施形態之鋼板亦可取代一部分剩餘部分之Fe，而視需要含有以下任意元素。惟，即便不含有下述所示任意元素，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，而不含有任意元素時之含量下限為0%。
[Cr：0%~2.00%、Mo：0%~1.00%、B：0%~0.010%、Ni：0%~1.00%、Cu：0%~1.00%、Co：0%~1.00%、W：0%~1.00%、Sn：0%~1.00%及Sb：0%~0.50%中之一種或二種以上]
Cr(鉻)、Mo(鉬)、B(硼)、Ni(鎳)、Cu(銅)、Co(鈷)、W(鎢)、Sn(錫)及Sb(銻)皆係對於鋅系鍍敷鋼板之高強度化有效的元素，而亦可視需要含有其等。然而，若過度含有上述元素，上述效果會達飽和而引起成本增加。因此，上述元素含量分別設為Cr：0%~2.00%、Mo：0%~1.00%、B：0%~0.010%、Ni：0%~1.00%、Cu：0%~1.00%、Co：0%~1.00%、W：0%~1.00%、Sn：0%~1.00%及Sb：0%~0.50%。而為了使鋅系鍍敷鋼板之強度更加提升，就算是Cr、Mo、Ni、Cu、Co、W、Sn及Sb中之任1種，也宜使其含量在0.001%以上，或者宜使B含量在0.0001%以上。
[Ti：0%~0.30%、Nb：0%~0.30%及V：0%~1.00%中之一種或二種以上]
Ti(鈦)、Nb(鈮)及V(釩)皆為碳化物形成元素，係對於鋅系鍍敷鋼板之高強度化有效的元素，故亦可視需要含有其等。但，就算過度含有上述元素，上述效果仍會飽和，使得成本上升。因此，上述元素含量分別設為Ti：0%~0.30%、Nb：0%~0.30%及V：0%~1.00%。而為了使鋅系鍍敷鋼板之強度更加提升，就算是上述元素中之1種，也宜使其含量在0.001%以上。
[選自於由Ca：0%~0.0100%、Mg：0%~0.0100%、Ce：0%~0.0100%、Zr：0%~0.0100%、La：0%~0.0100%、Hf：0%~0.0100%、Bi：0%~0.0100%及REM：0%~0.0100%所構成群組中之一種或二種以上]
Ca(鈣)、Mg(鎂)、Ce(鈰)、Zr(鋯)、La(鑭)、Hf(鉿)及REM係有助於鋼中夾雜物之微細分散化的元素。Bi(鉍)則係可減輕鋼中之Mn及Si等置換型合金元素之微觀偏析的元素。
由於Ca、Mg、Ce、Zr、La、Hf、Bi及REM分別可有助於提升鋼板之加工性，故宜視需要含有其等。若要獲得提升加工性的效果，就算是上述元素中之1種，也須使其含量大於0%。且較佳係在0.0001%以上。另一方面，就算是上述元素中之1種，當過度含有時，便會引起鋅系鍍敷鋼板之延性劣化。因此，上述元素之含量各自設為0.0100%以下。
又，本實施形態之REM為原子序號59~71之稀土族元素，而所謂REM含量係設為該等元素之合計含量。要含有2種以上的稀土族元素時，可藉由添加稀土金屬合金來含有。
本實施形態之鋼板除以上所述元素以外，係由Fe及不純物所構成，而除以上說明之各元素外，可在不損及本發明效果的範圍含有其他元素。
『鋼組織』
接著，說明限定本實施形態之鋼板之鋼組織的理由。規定鋼組織之符號「%」，若無特別說明則皆為「體積%」。又，以下說明之鋼組織係將鋼板從表面起算，以1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍之鋼組織。要規定該範圍之鋼組織之原因在於：該範圍之鋼組織可代表鋼板整體之鋼組織。
[肥粒鐵：0~10%]
肥粒鐵雖為軟質，但係延性優異之組織。雖肥粒鐵之體積%越大，鋅系鍍敷鋼板之延伸率越提升，但強度卻會降低。因此，肥粒鐵之體積%設為0~10%。且較佳為0~8%，更佳為0~5%。而即便不含肥粒鐵，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，故肥粒鐵之體積%可為0%。
[殘留沃斯田鐵：0~10%]
殘留沃斯田鐵係透過鋼板在變形中因加工誘發變態而變態為麻田散鐵之TRIP效果，來提升鋅系鍍敷鋼板之加工硬化特性。即便不含殘留沃斯田鐵，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，故殘留沃斯田鐵之體積%可為0%。為了提升加工硬化特性以使成形後之強度提升，殘留沃斯田鐵之體積%亦可設為3%以上或4%以上。另一方面，因加工誘發變態變態而成之麻田散鐵極為硬質，而會導致鋅系鍍敷鋼板之擴孔性等局部延性劣化。因此，殘留沃斯田鐵之體積%設為10%以下。且較佳係在7%以下或6%以下。
[波來鐵：0~5%]
波來鐵因含硬質且粗大的雪明碳鐵，在塑性變形時會成為破壞的起點，而會使鋅系鍍敷鋼板之局部延性劣化。因此，波來鐵之體積%設為5%以下。較佳係在4%以下。而即便不含波來鐵，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，故波來鐵之體積%可為0%，亦可設為1%以上。
[變韌鐵：0~20%]
變韌鐵係會在肥粒鐵變態溫度與麻田散鐵變態溫度之中間溫度帶下生成之組織，並且具有肥粒鐵和新生麻田散鐵之中間特徴。變韌鐵較肥粒鐵為高強度，但較新生麻田散鐵為低強度，故若生成過多變韌鐵，會變得無法獲得所欲強度。因此，變韌鐵之體積%設為20%以下。較佳係在10%以下。即便不含變韌鐵，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，故變韌鐵之體積%可為0%。而從確保強度及延性的觀點看來，變韌鐵之體積%亦可設為5%以上或7%以上。
[新生麻田散鐵：0~10%]
新生麻田散鐵為高強度，故係可有效確保強度的組織。但，新生麻田散鐵亦為脆弱的組織，而會在塑性變形時成為破壞的起點，使得鋅系鍍敷鋼板之擴孔性等局部延性劣化。因此，新生麻田散鐵之體積%設為10%以下。較佳係在8%以下。即便不含新生麻田散鐵，本實施形態之鋅系鍍敷鋼板仍能解決其課題，故新生麻田散鐵之體積%可為0%，而從確保強度之觀點，亦可設為1%以上或2%以上。
[回火麻田散鐵：70%以上]
回火麻田散鐵係可兼顧鋅系鍍敷鋼板之高強度與高韌性之組織。而本實施形態之鋼板主要由回火麻田散鐵構成。回火麻田散鐵之體積%設為70%以上。且較佳係在75%以上、80%以上或85%以上。回火麻田散鐵可為100%，而回火麻田散鐵亦可設為95%以下或90%以下。回火麻田散鐵係藉由新生麻田散鐵之一部分在後述第二維持步驟中受到回火而生成。
肥粒鐵、殘留沃斯田鐵、波來鐵、變韌鐵、新生麻田散鐵及回火麻田散鐵之合計體積率為100%。又，本實施形態中，夾雜物和析出物係設定為不包含於鋼組織中者。
針對本實施形態之鋼板中鋼組織之體積率的計算方法，設定如下。
殘留沃斯田鐵之體積率係利用X射線繞射法來測定。首先，從鋅系鍍敷鋼板之均熱部位採取試驗片。所謂均熱部位，係指經充分施行熱處理後之部分。在未充分施行熱處理之部分中，有時並不具有本實施形態之鋼板之金屬組織。對所採取之試驗片，以可觀察板厚之以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍之方式，使用氫氟酸和過氧化氫水進行化學研磨，使平行於板面之面出現，並進一步加工成鏡面以製成測定面。X射線繞射裝置係採用Rigaku公司製之RINT2000，對於光源則係採用Co-Kα1 射線。掃描範圍係在2θ且從45°至105°的範圍中進行測定。利用X射線繞射法來測定結晶結構為fcc者(殘留沃斯田鐵)之X射線繞射圖樣的面積率，以該面積率為殘留沃斯田鐵之體積率。
針對肥粒鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵、波來鐵及變韌鐵之體積率，係切出與鋼板之軋延方向成正交之板厚方向截面，並進行鏡面研磨後，以硝太蝕液使鋼組織出現，並且使用場發射型掃描電子顯微鏡來拍攝二次電子影像。觀察位置係設為板厚之以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍，在多個視野中觀察合計6000μm2 之面積(撮影倍率：3000倍)。對所得之組織照片，利用交點計數法來計算各組織分率。首先，在組織照片上畫出等間隔的格子。接著，判斷各格子點上之組織符合肥粒鐵、回火麻田散鐵、新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵、波來鐵、或者是變韌鐵中的哪一個。求算符合各組織之格子點數，並除以總格子點數，藉此便可測定出各組織分率。而總格子點數越多，越能正確求算體積率。本實施形態中，係將格子間隔設為2μm×2μm，總格子點數則設為1500點。又，本實施形態之鋼板其鋼組織為各向同性之組織，因此，可將透過截面之交點計數法求得之各組織分率視為體積率。
將晶粒內具有下部組織(板條境界、團塊境界)且碳化物以多個變形體析出之區域判斷為回火麻田散鐵。又，雪明碳鐵析出成層狀之區域判斷為波來鐵。亮度小且無法確認到下部組織之區域判斷為肥粒鐵。亮度大且未因蝕刻而出現下部組織之區域判斷為新生麻田散鐵或殘留沃斯田鐵。皆不符合上述任一者之區域則判斷為變韌鐵。而新生麻田散鐵之體積率可透過以下方式求算：從利用交點計數法求出之新生麻田散鐵及殘留沃斯田鐵之體積率減去利用X射線繞射法求出之殘留沃斯田鐵之體積率。
『機械特性』
[拉伸強度為1470MPa以上]
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板之拉伸強度設為1470MPa以上。拉伸強度之測定，係藉由採取JIS5號拉伸試驗片並依據JIS Z 2241：2011進行拉伸試驗來測定，該拉伸試驗片係以與軋延方向成直角之方向為長邊方向。十字頭速度在至2%應變為止係設為2mm/分鐘，自2%應變以後則設為20mm/分鐘。
[在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中並無發生破裂]
本發明人等發現到當減低了鋼板中之侵入氫量時，亦即在去除鋅系鍍敷層後，即便已使將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為鋼板每質量在0.40ppm以下時，耐氫脆化特性也不一定會提升。本發明人等發現到藉由進行後述第二維持步驟，可減低鋼板中之氫量，進一步可提升耐氫脆化特性。
本實施形態中，所謂耐氫脆化特性優異係指在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中並無發生破裂。針對U字彎曲試驗，參照圖1並加以說明。
首先，以試驗片之長邊方向與鋼板的軋延方向垂直之方式，從鋅系鍍敷鋼板之均熱部位採取30mm×120mm之短條狀試驗片。在短條狀試驗片的兩端，進行螺栓緊固用之開孔加工。接著，以半徑10mm的衝頭進行180°彎曲(圖1之(1))。然後，用螺栓與螺帽緊固彈回之U字彎曲試驗片(圖1之(2))，藉此賦予應力(圖1之(3))。此時，於U字彎曲試驗片之頂部貼附GL5mm的應變計，藉由控制應變量來賦予相當於1000MPa之應力。此時，係根據藉由事先實施之拉伸試驗而得的應力-應變曲線來將應變換算成應力。又，U字彎曲試驗片的端面係維持剪切完後之狀態。從賦予應力起經過24小時後，以目視觀察有無破裂。另，試驗溫度係設為室溫。室溫範圍為15~25℃，超出該範圍時，便調整試驗室溫度，使其在15~25℃的範圍中。
又，在U字彎曲試驗中亦可賦予相當於1200MPa之應力，只要在該情況下仍無發生破裂，則耐氫脆化特性更加優異而較理想。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板之延性-脆性轉變溫度(Trs)宜為-40℃以下。當延性-脆性轉變溫度在-40℃以下時低溫韌性優異，故較理想。
延性-脆性轉變溫度係藉由沙丕衝撃試驗來測定。沙丕衝撃試驗中使用之沙丕試驗片係以試驗片長邊方向與鋅系鍍敷鋼板之軋延方向平行之方式進行採取，並於板寬方向導入V形凹槽。並且，為了避免面外變形，沙丕試驗片係在疊合多片鋅系鍍敷鋼板並以螺栓緊固，並且經確認鋅系鍍敷鋼板間無空隙後，製作附有深2mm之V形凹槽之試驗片。所疊合之鋅系鍍敷鋼板的片數，係設定為積層後之試驗片厚度最接近10mm。例如，板厚為1.6mm時係積層6片，使試驗片厚度為9.6mm。而試驗溫度設為-40℃~60℃，並以20℃間隔進行測定。並且令吸收能量小於上限衝擊能量(upper shelf energy)之1/2時的最高溫度為Trs。上述以外的條件則依循JIS Z 2242：2005。
『鋅系鍍敷層』
鋅系鍍敷層只要係以鋅為主體之鍍敷層即可，亦可為含鋅以外之化學成分者。所謂以鋅為主體之鍍敷層係：只要構成鍍敷層之元素當中具有最多含量的元素為Zn即可，而Zn以外的剩餘部分亦可於鍍敷層中包含例如Al、Mg、Si、Mn、Fe、Ni、Cu、Sn、Sb、Pb、Cr及Ti等。另外，鋅系鍍敷層可為熔融鍍鋅層，亦可為將熔融鍍鋅層進行合金化而成之合金化熔融鍍鋅層。
鋅系鍍敷層為熔融鍍鋅層時，熔融鍍鋅層中之鐵含量宜小於7.0質量%。
鋅系鍍敷層為合金化熔融鍍鋅層時，合金化熔融鍍鋅層中之鐵含量宜在6.0質量%以上。而，使鋅系鍍敷層為合金化熔融鍍鋅層時，可較使鋅系鍍敷層為熔融鍍鋅層時更加提升熔接性。
鋅系鍍敷層之鍍敷附著量並無特別設限，從耐蝕性之觀點來看，宜為每單面在5g/m2 以上，在25~75g/m2 的範圍內更佳。
接著，說明本實施形態之鋅系鍍敷鋼板之製造方法。本實施形態之鋅系鍍敷鋼板係透過以下方式製造：對鑄造出之鑄片進行熱軋延後，進一步進行冷軋延，藉此製造具有上述化學成分的鋼板，並於其後利用連續熔融鍍鋅產線於鋼板表面形成鋅系鍍敷層。
本實施形態之鋅系鍍敷鋼板之製造方法中，亦可在熱軋延與冷軋延之間進行熱軋板退火。並且，亦可進行酸洗。
也可省略冷軋延，而將熱軋延後之鋼板導入連續熔融鍍鋅產線中。在省略冷軋延的情況下，可省略熱軋板退火及酸洗，亦可不省略。
此外，在鍍敷步驟中，可進行合金化處理，亦可不進行。
連續熔融鍍鋅產線中，係依序進行退火步驟、第一維持步驟、鍍敷步驟及第二維持步驟。又，以下說明中之溫度皆為鋼板表面溫度(鋼板溫度)，以輻射溫度計等來測定即可。
在退火步驟中，係在加熱溫度：Ac3 點~950℃、於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間：1~500s之條件下進行退火。並且，在退火步驟中，在從鋼板溫度達600℃時起至於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~15.0體積%。
在第一維持步驟中，係在Ms點~600℃之溫度區下進行20~500s之維持。在該維持期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~10.0體積%。
在鍍敷步驟中，在將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴後，進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止。另，亦可在熔融鍍鋅浴浸漬後，在460~600℃之溫度區下進行合金化處理，並於其後進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止。
而在第二維持步驟中，係在氫濃度小於0.50體積%之氣體環境中，於200℃以上且低於350℃之溫度區下維持10~1000s後，捲取成卷狀。
又，Ac3 點及Ms點係採用依據以下數式計算而得之值。各式中之[元素符號]表示各元素之以質量%計之含量。不含元素時則代入0%。
Ac3 (℃)=912-230.5×[C]+31.6×[Si]-20.4×[Mn]-39.8×[Cu]-18.1×[Ni]-14.8×[Cr]+16.8×[Mo]+100.0×[Al]
Ms(℃)=550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-5×[Mo]+30×[Al]
以下，詳細說明各步驟。
(I)退火步驟
[在加熱溫度：Ac3 點~950℃、於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間：1~500s之條件下之退火]
對冷軋延後的鋼板、或在熱軋延後經暫時先冷卻至室溫後之鋼板進行退火。又，此處所謂的退火，係指鋼板被加熱至Ac3 點以上並於Ac3 點~950℃之溫度區下進行維持後，冷卻至Ac3 點以下。為了使沃斯田鐵化充分進行，退火時的加熱溫度設為Ac3 點以上。且宜在Ac3 點+20℃以上。另一方面，若過度提高退火時的加熱溫度，不只會因沃斯田鐵粒徑的粗大化引起韌性劣化，還會成為退火設備的損傷原因。因此，退火時的加熱溫度設為950℃以下。且宜在900℃以下。
若於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間(退火時間)短，則沃斯田鐵化不會充分進行，故於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間設為1s以上。且宜在30s以上或50s以上。另一方面，於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間若過長，便會阻礙生產性，因此於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間設為500s以內。
又，於退火時，可在Ac3 點~950℃之溫度區下變動鋼板溫度，也可在Ac3 點~950℃之溫度區下將鋼板溫度保持一定。
[在從鋼板溫度達600℃時起至在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間，爐內氫濃度經常為1.0~15.0體積%]
為了確保鋼板與熔融鍍鋅之濡濕性，在從鋼板溫度達600℃時起至在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間，係使爐內氫濃度經常在1.0體積%以上。換言之，在鋼板溫度從600℃上升到Ac3 點~950℃之加熱溫度且在Ac3 點~950℃下進行維持的期間，係使爐內氫濃度經常在1.0體積%以上。再換言之，係於以下期間使爐內氫濃度經常在1.0體積%以上：從鋼板在爐內加熱而鋼板溫度達600℃時起，直到加熱至Ac3 點~950℃之溫度區並且在Ac3 點~950℃之溫度區下維持1~500s後，將鋼板從爐拿出為止的期間。且前述氫濃度宜為2.0體積%以上。另一方面，若氫濃度過高，侵入到鋼板中的氫量便增加，而會導致氫脆化破裂的風險提高，故爐內氫濃度設為15.0體積%以下。且宜為10.0體積%以下或5.0體積%以下。
就鋼板溫度達到Ac3 點為止的平均加熱速度無須特別限制，而係以0.5~10℃/s為佳。若平均加熱速度低於0.5℃/s，沃斯田鐵便會粗大化，故最後獲得的鋼組織有時會成為粗大的組織。而若平均加熱速度高於10℃/s，肥粒鐵之再結晶就不會充分進行，有時會導致鋅系鍍敷鋼板之延伸率劣化。又，平均加熱速度係設為由以下方式得出之值：將導入退火爐(用以進行在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持的爐)時之鋼板溫度和Ac3 點之溫度差，除以從導入退火爐時起至鋼板溫度達到Ac3 點時為止之時間差。
(II)第一維持步驟
[在Ms點~600℃之溫度區下進行20~500s之維持，並且在該維持期間，爐內氫濃度經常為1.0~10.0體積%]
於退火步驟後，將鋼板冷卻到Ms點以上且在600℃以下之溫度區，並且在Ms點~600℃之溫度區下維持20~500s。此即稱為第一維持步驟。將退火步驟後的鋼板冷卻至Ms點~600℃之溫度區時的平均冷卻速度，宜為例如5℃/s以上。此處所謂平均冷卻速度係設為由以下方式得出之值：將開始冷卻時的鋼板溫度與600℃之溫度差除以從開始冷卻時起至鋼板溫度達600℃時的時間差。
藉由在浸漬於熔融鍍鋅浴前，在Ms點~600℃之溫度區下進行維持，便能使在退火步驟中侵入到鋼板中的氫發散到外部空氣中，而可減低鋼板中之侵入氫量。從氫發散的觀點來看，爐內氫濃度越低越好，但若過低，則鋼板表面會氧化而與熔融鍍鋅之濡濕性劣化。因此，爐內氫濃度設為1.0體積%以上。且前述氫濃度宜為2.0體積%以上。另一方面，爐內氫濃度若大於10.0體積%，鋼板中的氫便不會充分發散到外部空氣中。因此，爐內氫濃度設為10.0體積%以下。且宜在5.0體積%以下。
若第一維持步驟中之維持溫度低於Ms點，便會導致生成的麻田散鐵因之後的鍍敷及合金化處理被過度回火，而變得無法獲得所欲強度。因此，維持溫度設為Ms點以上。且宜為Ms點+100℃以上。另一方面，若第一維持步驟中之維持溫度高過600℃，便會生成過多肥粒鐵，而變得無法獲得所欲鋼組織。因此，維持溫度設為600℃以下。且宜在550℃以下。
另外，從氫發散的觀點來看，第一維持步驟中之維持時間越長越好，但若過長，則變韌鐵變態會過度進行，而變得無法獲得所欲組織分率。因此，維持時間設為20~500s。並且較佳下限為100s，較佳上限為300s。此處所謂的維持時間，係指從鋼板溫度達600℃時起至浸漬於熔融鍍鋅浴為止的時間。
又，第一維持步驟中，可在Ms點~600℃之溫度區下變動鋼板溫度，也可在Ms點~600℃之溫度區下將鋼板溫度保持一定。
(III)鍍敷步驟
在第一維持步驟後，將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴。熔融鍍鋅只要依循常規方法進行即可。譬如說，鍍敷浴溫設為440~480℃、且浸漬時間設為5s以下即可。此時，當第一維持步驟中之維持溫度與鍍敷浴溫大幅不同時，係藉由再加熱或冷卻第一維持步驟後的鋼板，使鋼板溫度接近鍍敷浴溫，便能在連續製造時亦將鍍敷浴溫維持穩定。熔融鍍鋅浴之鋅以外的成分宜含有0.08~0.2質量%之Al，而其他亦可含有不純物之Fe、Si、Mg、Mn、Cr、Ti、Ni、Cu、Sn、Sb及Pb。又，宜以氣體抹拭等公知方法來控制鋅系鍍鋅層(熔融鍍鋅層)之單位面積量。而單位面積量宜為每單面25~75g/m2 。
[合金化溫度：460~600℃]
對經形成熔融鍍鋅層後的鋅系鍍敷鋼板，亦可視需要進行合金化處理。此時，若合金化溫度低於460℃，則不僅合金化速度變慢而損及生產性，還會發生合金化處理不均，故合金化溫度設為460℃以上。且宜為480℃以上。另一方面，若合金化溫度高於600℃，合金化便會過度進行，而造成鋅系鍍敷鋼板的鍍敷密著性劣化，故合金化溫度設為600℃以下。且宜為580℃以下。合金化處理時間(在460~600℃之溫度區下之維持時間)則設為例如10~60s即可。
不使熔融鍍鋅層合金化時，可省略合金化處理，並且在鍍敷後開始冷卻即可。
[熔融鍍鋅後或合金化處理後，冷卻至低於Ms點-150℃]
在熔融鍍鋅後(從熔融鍍鋅浴拿起後)或合金化處理後，藉由冷卻至低於Ms點-150℃之溫度區，使沃斯田鐵的一部分進行麻田散鐵變態。此時生成的麻田散鐵會藉由之後的第二維持步驟被回火，而成為回火麻田散鐵。若冷卻停止溫度在Ms點-150℃以上，則最後獲得的回火麻田散鐵之生成量不足，故無法得到所欲鋼組織。因此，冷卻停止溫度設為低於Ms點-150℃。
在熔融鍍鋅後或合金化處理後冷卻至低於Ms點-150℃之溫度區時的平均冷卻速度宜設為5℃/s以上。此處所謂的平均冷卻速度係設為由以下方式得出之值：將熔融鍍鋅結束時(從熔融鍍鋅浴拿起時)或合金化處理結束時的鋼板溫度與冷卻停止溫度之溫度差，除以從熔融鍍鋅浴拿起時或合金化處理結束時起至冷卻停止時之時間差。
(IV)第二維持步驟
[在氫濃度小於0.50體積%之氣體環境中，於200℃以上且低於350℃之溫度區下維持10~1000s後，捲取成卷狀]
在將熔融鍍鋅後或合金化處理後生成之麻田散鐵進行回火的同時，以使存在於鋼板內部、鋼板和鋅系鍍敷層之界面及鋅系鍍敷層中的氫發散到外部空氣中為目的，而進行維持。進行上述維持之步驟即稱為第二維持步驟。本實施形態中，藉由在後述條件下進行第二維持步驟，便能減低鋼板中之氫量，並且可提升耐氫脆化特性。
當第二維持步驟中之維持溫度低於200℃時，麻田散鐵無法被充分回火，因此維持溫度設為200℃以上。且宜為230℃以上。而維持時間若少於10s，則氫的發散會變得不充分，故維持時間設為10s以上。且宜在50s以上或100s以上。
若第二維持步驟中之維持溫度在350℃以上或維持時間超過1000s，麻田散鐵便會被過度回火，而難以獲得所欲強度，因此維持溫度設為低於350℃，維持時間則設為1000s以下。維持溫度較佳係在320℃以下或300℃以下，且維持時間較佳係在700s以下或500s以下。此處所謂的維持時間係指從鋼板溫度達350℃時起至達200℃時的時間。但是，並不包含達到Ms點-150℃以前的時間。
又，第二維持步驟中，可在200℃以上且低於350℃之溫度區下變動鋼板溫度，也可在200℃以上且低於350℃之溫度區下將鋼板溫度保持一定。
第二維持步驟中之爐內氫濃度設為小於0.50體積%。當爐內氫濃度在0.50體積%以上時，氫無法充分發散到大氣中。爐內氫濃度越低越好，其宜在0.30體積%以下、0.20體積%以下或小於0.10體積%。
第二維持步驟必須在熔融鍍鋅後或合金化處理後且捲取成卷狀為止之間進行。這係由於在經捲取成卷狀的狀態下即便進行維持，也只有卷料最外周部分會發散出氫，卷料內部的氫並不會充分發散。
又，在熔融鍍鋅後且冷卻到低於Ms點-150℃後、或在合金化處理後且冷卻到低於Ms點-150℃後，對鋅系鍍敷鋼板可進行第二維持步驟，亦可再加熱後，進行第二維持步驟。
本實施形態中，直至連續熔融鍍鋅產線為止的製造條件無須特別限定，於以下記載一較佳範例。
『熱軋延步驟中之製造條件』
[鋼胚加熱步驟、鋼胚加熱溫度：1150℃以上]
為了充分溶解硼化物或碳化物等，鋼胚加熱溫度宜設為1150℃以上。又，所使用之鋼胚從製造性的觀點看來，宜利用連續鑄造法進行鑄造，亦可利用造塊法或薄鋼胚鑄造法。另外，鑄造出的鋼胚可暫時先冷卻至室溫，而不冷卻至室溫便直接送到加熱爐亦無妨。
[粗軋延步驟、在1050℃以上之總軋縮率：60%以上]
宜以在1050℃以上之總軋縮率為60%以上之方式進行粗軋延。若總軋縮率小於60%，熱軋延中之再結晶便不充分，而有時會造成熱軋板組織之非均質化。
[精整軋延步驟、精整軋延入側溫度：950~1060℃、精整軋延出側溫度：850℃~1000℃、總軋縮率：70~95%]
精整軋延入側溫度宜為950~1060℃，亦可為950~1050℃。
當精整軋延出側溫度低於850℃、或總軋縮率大於95%時，熱軋鋼板之集合組織會成長，因此有時最終製品板之各向異性會明顯化。而當精整軋延出側溫度高於1000℃、或總軋縮率小於70%時，熱軋鋼板的結晶粒徑會粗大化，有時會導致最終製品板組織之粗大化，進而造成加工性劣化。
[捲取步驟、捲取溫度：450~700℃]
捲取溫度設為450~700℃。當捲取溫度低於450℃時，熱軋板強度過大，有時會損及冷軋延性。另一方面，若捲取溫度高於700℃，雪明碳鐵會粗大化，並且會有未熔解的雪明碳鐵殘留，有時會損及加工性。
熱軋卷料的酸洗方法只要依循常規方法進行即可。並且亦可進行表面光軋，以矯正熱軋卷料的形狀及提升酸洗性。此外，亦可進行軟質化退火(熱軋板退火)，以改善冷軋延性。此時，理想的係在500~650℃之溫度區下施行0.5~10小時左右的熱處理。
『冷軋延步驟中之製造條件』
[冷軋延率：20~80%]
在熱軋延和酸洗後，可直接在連續熔融鍍鋅產線上施行熱處理，亦可於施行冷軋延後，在連續熔融鍍鋅產線上進行熱處理。施行冷軋延時，宜使冷軋延率(累積軋縮率)為20%以上。另一方面，過度的軋縮會導致軋延加重變得過大，而引起冷軋機之負荷增加，因此冷軋延率宜設為80%以下。
實施例
接下來，說明本發明之實施例。實施例中之條件為用以確認本發明可實施性及效果所採用之一條件例。本發明並不受限於該一條件例。只要不脫離本發明要旨而可達成本發明之目的，本發明即可採用各種條件。
鑄造具有表1A及表1B所示化學組成的鋼，製作出鋼胚。於表1B中，示出根據下述關係式求出的各鋼之Ac3 點及Ms點。並且，在表2A及表2B所示條件下將該等鋼胚進行熱軋延，製出熱軋鋼板。之後，酸洗熱軋鋼板去除表面鏽皮。然後，進行冷軋延而製得鋼板。對於所得鋼板，在表3A及表3B所示條件下實施連續熔融鍍鋅處理，並且對一部分的鋅系鍍敷鋼板實施了合金化處理。有關表3A~表4B之鍍敷種類，「GA」表示合金化熔融鍍鋅層，「GI」則表示熔融鍍鋅層。
Ac3 (℃)=912-230.5×[C]+31.6×[Si]-20.4×[Mn]-39.8×[Cu]-18.1×[Ni]-14.8×[Cr]+16.8×[Mo]+100.0×[Al]
Ms(℃)=550-361×[C]-39×[Mn]-35×[V]-20×[Cr]-17×[Ni]-10×[Cu]-5×[Mo]+30×[Al]
惟，各式中之元素符號表示各元素以質量%計之含量。不含元素時則代入0%。
又，從開始冷卻時起至達到600℃時(從退火步驟結束時起至第一維持步驟開始時)之平均冷卻速度、及從結束熔融鍍鋅時或結束合金化處理時起至達冷卻停止溫度為止之平均冷卻速度，分別係設為5℃/s以上。另外，鍍敷步驟中之鍍敷浴溫設為440~480℃，浸漬時間設為5s以下，熔融鍍鋅浴則設為除了鋅之外，還含0.08~0.2質量%之Al之熔融鍍鋅浴。合金化處理後之合金化熔融鍍鋅層之含鐵量在6.0質量%以上，而熔融鍍鋅層之含鐵量小於7.0質量%。
表3A及表3B中，退火步驟中之氫濃度係以下期間之爐內氫濃度：從鋼板溫度達600℃時起至在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間(換言之，係從鋼板在爐內加熱而鋼板溫度達600℃時起，直到加熱至Ac3 點~950℃之溫度區並且在Ac3 點~950℃之溫度區下進行維持後，將鋼板從爐拿出為止的期間)；第一維持步驟中之氫濃度則係在Ms點~600℃之溫度區下之維持中的爐內氫濃度。
又，表3A之No.21在退火步驟中並未實施在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持，而係在820℃下實施了100s之維持，故於維持時間記載為「-」。
從所得鋅系鍍敷鋼板採取以與軋延方向成直角之方向為長邊方向之JIS5號拉伸試驗片，並且依據JIS Z 2241：2011進行拉伸試驗，測得拉伸強度(TS)及總延伸率(El)。在拉伸試驗中，十字頭速度在至2%應變為止係設為2mm/分鐘，自2%應變以後則設為20mm/分鐘。總延伸率則係藉由將斷裂後的試樣對接而測得。
並且，進行日本鐵鋼連盟規格之「JFS T 1001-1996擴孔試驗方法」，測出擴孔率(λ)。胚料尺寸設為150mm。衝孔條件係使衝頭徑為10mm，並且衝模徑設定成在0.1mm節距下單側餘隙最接近12%。擴孔試驗係以毛邊在外之條件、亦即衝孔時與衝模相接的鋼板表面在擴孔試驗時為衝頭的相反側之條件，並且以60度圓錐衝頭且使衝頭速度為1mm/s來實施。並且，押料壓力設為60ton、衝模肩R設為5mm、且衝模內徑設為φ95mm。而試驗數設為N=3，藉由計算該等的平均值求出擴孔率λ。
將拉伸強度為1470MPa以上，並且拉伸強度、總延伸率及擴孔率之複合值(TS[MPa]×EL[%]×λ[%]0.5 ×10-3 )為50以上者視為機械特性良好，而判定為合格。當不滿足一個以上條件時，則視為機械特性差而判定為不合格。
將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的鋼板每質量之氫量，係透過以下方法求出。為了去除鋅系鍍敷層(熔融鍍鋅層或合金化熔融鍍鋅層)而在鋅系鍍敷鋼板之表背面進行各0.1mm的機械磨削後，透過氣相層析儀之升溫氫分析法(升溫速度：100℃/小時，從室溫測定至300℃為止)測定去除鍍敷後之鋼板中的氫，求出在從室溫加熱到200℃的期間從鋼板釋放出的氫質量之累積量(氣相層析儀之測定值)。藉由將所得氫質量之累積量(氣相層析儀之測定值)除以鋼板質量，求出了將鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的鋼板每質量之氫量(mass ppm)。
耐氫脆化試驗係透過U字彎曲試驗來評估。有關U字彎曲試驗，參照圖1加以說明。
首先，以試驗片之長邊方向與鋼板的軋延方向垂直之方式，從鋅系鍍敷鋼板之均熱部位採取了30mm×120mm之短條狀試驗片。在該短條狀試驗片的兩端，進行了螺栓緊固用之開孔加工。接著，以半徑10mm的衝頭進行了180°彎曲(圖1之(1))。然後，用螺栓與螺帽緊固彈回之U字彎曲試驗片(圖1之(2))，藉此賦予了應力(圖1之(3))。此時，於U字彎曲試驗片之頂部貼附GL5mm的應變計，藉由控制應變量賦予了相當於1000MPa和1200MPa之應力。此時，從藉由事先進行拉伸試驗而得的應力-應變曲線來將應變換算成應力。又，U字彎曲試驗片之端面為剪切完後之狀態。而試驗溫度為室溫(15~25℃)。
從賦予應力起經過24小時後，以目視觀察有無破裂。在1000MPa下確認到破裂者於表中記載為「＜1000」，在1000MPa下無確認到破裂且在1200MPa下確認到破裂者記載為「1000~1200」，在1200MPa下無確認到破裂者則記載為「>1200」。並且，在1000MPa下無確認到破裂者視為耐氫脆化優異，並判定為合格，在1000MPa下確認到破裂者則視為耐氫脆化差，並判定為不合格。
鋅系鍍敷鋼板之低溫韌性係利用沙丕衝撃試驗測定延性-脆性轉變溫度，藉此進行了評估。
沙丕衝撃試驗中使用的沙丕試驗片，係以試驗片長邊方向平行於鋅系鍍敷鋼板之軋延方向的方式採取，並且在板寬方向上導入有V形凹槽。並且，為了避免面外變形，沙丕試驗片係在疊合多片鋅系鍍敷鋼板並以螺栓緊固，並且經確認鋅系鍍敷鋼板間無空隙後，製作出附有深2mm之V形凹槽之試驗片。疊合之鋅系鍍敷鋼板的片數係設定成積層後的試驗片厚度最接近10mm。試驗溫度係設為-40℃~60℃，以20℃間隔進行了測定。並且令吸收能量小於上限衝擊能量之1/2時的最高溫度為延性-脆性轉變溫度(Trs)。上述以外的條件則依循JIS Z 2242：2005。
當延性-脆性轉變溫度在-40℃以下時，評估為低溫韌性優異，於表中記載為「＜-40」。當延性-脆性轉變溫度高於-40℃時，於表中則記載延性-脆性轉變溫度。
透過膠帶剝離試驗評估了鍍敷密著性。從鋅系鍍敷鋼板之均熱部位採取30mm×100mm之試驗片，並且進行90°V彎曲試驗。衝頭之前端半徑設為5mm。然後，將市售之SELLOTAPE(註冊商標)沿彎曲稜線貼附，並測定附著於膠帶上之鍍敷寬度作為剝離寬度。評估如下。
G(優)：鍍敷剝離小、或不影響實際使用之程度的剝離(剝離寬度0~小於10mm)
B(劣)：剝離嚴重(剝離寬度10mm以上)
鋼板之鋼組織係利用上述方法進行測定。
於表4A及表4B示出以上測定結果及試驗結果。
若觀察表4A及表4B，可知：本發明例之機械特性、耐氫脆化特性及鍍敷密著性皆優異，並且成功減低了製造時之侵入氫量。另一方面，可知：化學組成及鋼組織之1個以上在本發明範圍外之比較例中，上述特性中之至少1個未達合格基準。
No.2因第一維持步驟中之H2 濃度超過規定之上限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.3因第一維持步驟中之維持時間少於規定之下限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.4因第一維持步驟中之維持溫度高於規定之上限，故肥粒鐵量增多，拉伸強度TS小於1470MPa。
No.5因合金化處理後的冷卻停止溫度高於規定之上限，故變韌鐵量及新生麻田散鐵量增加，機械特性處於劣位。
No.6因第二維持步驟中之維持時間少於規定之下限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.8因第二維持步驟中之H2 濃度超過規定之上限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.10因第二維持步驟中之維持溫度高於上限，導致回火麻田散鐵過度回火，故拉伸強度TS小於1470MPa。
No.11因第二維持步驟中之維持溫度低於下限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.13因第二維持步驟中之維持時間長，導致回火麻田散鐵過度回火，故拉伸強度TS小於1470MPa。
No.16並未進行第二維持步驟，因此鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.19因第一維持步驟中之維持溫度低於下限，故麻田散鐵在合金化處理時回火，而拉伸強度TS小於1470MPa。
No.20因退火步驟中之H2 濃度大於規定之上限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
No.21因退火步驟中之加熱溫度低於規定之下限，故肥粒鐵量增多，拉伸強度TS小於1470MPa。
No.22因第一維持步驟中之維持時間超過規定之上限，故變韌鐵量增多，拉伸強度TS小於1470MPa。
No.38~42因化學組成超出本發明規定之範圍外，故機械特性處於劣位、及/或耐氫脆化特性差。
No.43並未進行第二維持步驟，故新生麻田散鐵量增多，耐氫脆化特性差。
No.44因第二維持步驟中之維持溫度低於規定之下限，故新生麻田散鐵量增多，耐氫脆化特性差。
No.45因第二維持步驟中之維持時間少於規定之下限，故新生麻田散鐵量增多，耐氫脆化特性差。
No.48因第二維持步驟中之H2 濃度大於規定之上限，故鋼中氫濃度變高，耐氫脆化特性差。
[表1A]
[表1B]
[表2A]
[表2B]
[表3A]
[表3B]
[表4A]
[表4B]
產業上之可利用性
根據本發明之上述態樣，可提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板適合用來作為汽車用構件，並且其機械特性優異、已減低製造時之侵入氫量且耐氫脆化特性及鍍敷密著性優異。並且，根據本發明之較佳態樣，可提供一種鋅系鍍敷鋼板及其製造方法，該鋅系鍍敷鋼板除具有上述諸多特性外，更具優異低溫韌性。
圖1係說明鋼板之U字彎曲試驗方法之示意圖。

Claims (7)

  1. 一種鋅系鍍敷鋼板，其特徵在於：具備鋼板和配置於前述鋼板表面之鋅系鍍敷層； 前述鋼板具有以下化學組成： 以質量%計含有： C：0.150%~0.500%、 Si：0.01%~2.50%、 Mn：1.00%~5.00%、 P：0.100%以下、 S：0.0100%以下、 Al：0.001%~1.000%、 N：0.0100%以下、 O：0.0100%以下、 Cr：0%~2.00%、 Mo：0%~1.00%、 B：0%~0.010%、 Cu：0%~1.00%、 Ni：0%~1.00%、 Co：0%~1.00%、 W：0%~1.00%、 Sn：0%~1.00%、 Sb：0%~0.50%、 Ti：0%~0.30%、 Nb：0%~0.30%、 V：0%~1.00%、 Ca：0%~0.0100%、 Mg：0%~0.0100%、 Ce：0%~0.0100%、 Zr：0%~0.0100%、 La：0%~0.0100%、 Hf：0%~0.0100%、 Bi：0%~0.0100%、及 REM：0%~0.0100%，且 剩餘部分由Fe及不純物所構成； 前述鋼板之以從表面起算1/4厚為中心之1/8厚~3/8厚的範圍中，鋼組織以體積%計含有以下組織： 肥粒鐵：0~10%、 變韌鐵：0~20%、 回火麻田散鐵：70%以上、 新生麻田散鐵：0~10%、 殘留沃斯田鐵：0~10%、及 波來鐵：0~5%；並且 前述鋅系鍍敷鋼板於去除前述鋅系鍍敷層後，將前述鋼板從室溫加熱到200℃時釋放出的氫量為鋼板每質量在0.40ppm以下； 拉伸強度為1470MPa以上；並且 在賦予相當於1000MPa之應力24小時之U字彎曲試驗中無發生破裂。
  2. 如請求項1之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素： Cr：0.001%~2.00%、 Mo：0.001%~1.00%、 B：0.0001%~0.010%、 Cu：0.001%~1.00%、 Ni：0.001%~1.00%、 Co：0.001%~1.00%、 W：0.001%~1.00%、 Sn：0.001%~1.00%、及 Sb：0.001%~0.50%。
  3. 如請求項1或請求項2之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素： Ti：0.001%~0.30%、 Nb：0.001%~0.30%、及 V：0.001%~1.00%。
  4. 如請求項1至3中任一項之鋅系鍍敷鋼板，其中前述鋼板之前述化學組成含有以下中之一種或二種以上元素： Ca：0.0001%~0.0100%、 Mg：0.0001%~0.0100%、 Ce：0.0001%~0.0100%、 Zr：0.0001%~0.0100%、 La：0.0001%~0.0100%、 Hf：0.0001%~0.0100%、 Bi：0.0001%~0.0100%、及 REM：0.0001%~0.0100%。
  5. 如請求項1至4中任一項之鋅系鍍敷鋼板，其延性-脆性轉變溫度在-40℃以下。
  6. 一種鋅系鍍敷鋼板之製造方法，係製造如請求項1至5中任一項之鋅系鍍敷鋼板，該製造方法之特徵在於對具有如請求項1至4中任一項之化學組成之鋼板，依序施行以下(I)至(IV)之各步驟： (I)退火步驟，在加熱溫度：Ac3 點~950℃、於Ac3 點~950℃之溫度區下之維持時間：1~500s之條件下進行退火，並且在從鋼板溫度達600℃時起至在Ac3 點~950℃之溫度區下之維持結束時的期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~15.0體積%； (II)第一維持步驟，在Ms點~600℃之溫度區下進行20~500s之維持，並且在該維持期間，經常將爐內氫濃度維持在1.0~10.0體積%； (III)鍍敷步驟，在將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴後，進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止；及 (IV)第二維持步驟，在氫濃度小於0.50體積%之氣體環境中，於200℃以上且低於350℃之溫度區下維持10~1000s後，捲取成卷狀。
  7. 如請求項6之鋅系鍍敷鋼板之製造方法，其中前述(III)之步驟係在將鋼板浸漬於熔融鍍鋅浴後，於460~600℃之溫度區下進行合金化處理之後，進行冷卻直到鋼板溫度成為低於Ms點-150℃為止。
TW108114815A 2018-05-01 2019-04-26 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法 TW201945559A (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2018-088417 2018-05-01
JP2018088417 2018-05-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
TW201945559A true TW201945559A (zh) 2019-12-01

Family

ID=68386356

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW108114815A TW201945559A (zh) 2018-05-01 2019-04-26 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法

Country Status (6)

Country Link
US (1) US11685963B2 (zh)
JP (1) JP6645636B1 (zh)
CN (1) CN112074620B (zh)
MX (1) MX2020011439A (zh)
TW (1) TW201945559A (zh)
WO (1) WO2019212047A1 (zh)

Families Citing this family (18)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11814708B2 (en) * 2019-02-06 2023-11-14 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
US20220275493A1 (en) * 2019-09-03 2022-09-01 Nippon Steel Corporation Steel sheet
WO2021176249A1 (en) 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
KR20220133285A (ko) * 2020-03-27 2022-10-04 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 핫 스탬프 성형체
KR20230031944A (ko) * 2020-09-03 2023-03-07 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 강대의 강중 수소량 예측 방법, 강중 수소량 제어 방법, 제조 방법, 강중 수소량 예측 모델의 생성 방법 및 강중 수소량 예측 장치
JP7088244B2 (ja) * 2020-09-03 2022-06-21 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼帯の鋼中水素量予測方法、鋼中水素量制御方法、製造方法、鋼中水素量予測モデルの生成方法及び鋼中水素量予測装置
JP7144710B1 (ja) * 2021-03-24 2022-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 亜鉛系めっき鋼板および冷延鋼板
CN117098866A (zh) * 2021-03-24 2023-11-21 杰富意钢铁株式会社 镀锌系钢板及其制造方法
CN113403529B (zh) * 2021-05-21 2022-07-19 鞍钢股份有限公司 冷冲压用1470MPa级合金化镀锌钢板及其制备方法
CN113403550B (zh) * 2021-05-21 2022-08-16 鞍钢股份有限公司 高塑性耐疲劳的冷轧热镀锌dh1180钢板及制备方法
CN113684443B (zh) * 2021-08-31 2023-12-15 盐城科奥机械有限公司 一种附属钢及其制备方法
CN115125439B (zh) * 2022-06-16 2023-10-31 唐山钢铁集团高强汽车板有限公司 一种锌基镀层1800Mpa级热冲压成型钢及制备方法
WO2024029145A1 (ja) * 2022-08-03 2024-02-08 日本製鉄株式会社 鋼板
WO2024048131A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2024048132A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2024048133A1 (ja) * 2022-08-29 2024-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法ならびに部材およびその製造方法
WO2024070889A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法
WO2024070890A1 (ja) * 2022-09-30 2024-04-04 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材およびそれらの製造方法

Family Cites Families (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP3247907B2 (ja) 1992-11-05 2002-01-21 川崎製鉄株式会社 延性と耐遅れ破壊特性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3514276B2 (ja) 1995-10-19 2004-03-31 Ｊｆｅスチール株式会社 耐遅れ破壊特性に優れた超高強度鋼板及びその製造方法
JPH101740A (ja) 1996-06-12 1998-01-06 Kobe Steel Ltd 耐遅れ破壊特性にすぐれる超高強度鋼板及びその製造方法
JP4288201B2 (ja) * 2003-09-05 2009-07-01 新日本製鐵株式会社 耐水素脆化特性に優れた自動車用部材の製造方法
CN100510141C (zh) * 2004-12-28 2009-07-08 株式会社神户制钢所 耐氢脆化特性优良的超高强度薄钢板
CN100410409C (zh) * 2004-12-28 2008-08-13 株式会社神户制钢所 耐氢脆化特性及加工性优异的超高强度薄钢板
JP4174592B2 (ja) 2005-12-28 2008-11-05 株式会社神戸製鋼所 超高強度薄鋼板
KR100990772B1 (ko) 2005-12-28 2010-10-29 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 초고강도 박강판
JP5423072B2 (ja) * 2009-03-16 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ加工性および耐遅れ破壊特性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
US10023947B2 (en) * 2009-11-30 2018-07-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High strength steel plate with ultimate tensile strength of 900 MPa or more excellent in hydrogen embrittlement resistance and method of production of same
JP4977879B2 (ja) 2010-02-26 2012-07-18 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性に優れた超高強度冷延鋼板
CN103827335B (zh) 2011-09-30 2015-10-21 新日铁住金株式会社 镀锌钢板及其制造方法
JP5626389B2 (ja) * 2013-03-07 2014-11-19 新日鐵住金株式会社 靭性及び耐水素脆化特性に優れた高強度ホットスタンピング成形品
WO2015029404A1 (ja) 2013-08-26 2015-03-05 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
JP6452454B2 (ja) * 2014-02-28 2019-01-16 株式会社神戸製鋼所 高強度ばね用圧延材および高強度ばね用ワイヤ
JP5896085B1 (ja) * 2014-03-31 2016-03-30 Ｊｆｅスチール株式会社 材質均一性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR101913986B1 (ko) 2014-11-05 2018-10-31 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 용융 아연 도금 강판
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
WO2017009936A1 (ja) * 2015-07-13 2017-01-19 新日鐵住金株式会社 鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板、及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びにそれらの製造方法
KR102115278B1 (ko) * 2016-02-25 2020-05-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 내충격 박리성 및 가공부 내식성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판
WO2018124157A1 (ja) 2016-12-27 2018-07-05 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

Also Published As

Publication number Publication date
MX2020011439A (es) 2020-12-07
US20210230712A1 (en) 2021-07-29
JPWO2019212047A1 (ja) 2020-05-28
CN112074620B (zh) 2021-09-17
WO2019212047A1 (ja) 2019-11-07
US11685963B2 (en) 2023-06-27
CN112074620A (zh) 2020-12-11
JP6645636B1 (ja) 2020-02-14

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TW201945559A (zh) 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法
TW201945556A (zh) 鋅系鍍敷鋼板及其製造方法
JP6901050B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR102186320B1 (ko) 강판 및 도금 강판
KR102220940B1 (ko) 강판 및 도금 강판
WO2019208556A1 (ja) 鋼部材およびその製造方法
JP5344100B2 (ja) 溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
US20200010915A1 (en) Hot press-formed member having excellent crack propagation resistance and ductility, and method for producing same
KR102604112B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
US20220056549A1 (en) Steel sheet, member, and methods for producing them
JP6787535B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
WO2021149676A1 (ja) 鋼板およびその製造方法
CN110520550B (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
KR102599376B1 (ko) 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP7235102B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN113227415B (zh) 钢板、构件和它们的制造方法
JP6750771B1 (ja) 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR102658163B1 (ko) 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2021200579A1 (ja) 鋼板、部材及びそれらの製造方法
KR20230049120A (ko) 핫 스탬프용 강판 및 그 제조 방법, 그리고, 핫 스탬프 부재 및 그 제조 방법
CN116018416A (zh) 钢板及其制造方法
CN114945690B (zh) 钢板及其制造方法