TWI422690B - 彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法 - Google Patents

彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法 Download PDF

Info

Publication number
TWI422690B
TWI422690B TW100119014A TW100119014A TWI422690B TW I422690 B TWI422690 B TW I422690B TW 100119014 A TW100119014 A TW 100119014A TW 100119014 A TW100119014 A TW 100119014A TW I422690 B TWI422690 B TW I422690B
Authority
TW
Taiwan
Prior art keywords
steel sheet
less
hot
temperature
sec
Prior art date
Application number
TW100119014A
Other languages
English (en)
Other versions
TW201202442A (en
Inventor
Shusaku Takagi
Kohei Hasegawa
Original Assignee
Jfe Steel Corp
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 Jfe Steel Corp filed Critical Jfe Steel Corp
Publication of TW201202442A publication Critical patent/TW201202442A/zh
Application granted granted Critical
Publication of TWI422690B publication Critical patent/TWI422690B/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
    • C22C38/18—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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/04—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material
    • B32B15/043—Layered products comprising a layer of metal comprising metal as the main or only constituent of a layer, which is next to another layer of the same or of a different material of metal
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/18—Layered products comprising a layer of metal comprising iron or steel
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D6/00—Heat treatment of ferrous alloys
    • C21D6/002—Heat treatment of ferrous alloys containing Cr
    • 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
    • C21D6/008—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
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/005—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment of ferrous alloys
    • 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
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—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
    • C22C38/28—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with 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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/32—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with boron
    • 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
    • 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
    • C23C2/34—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
    • 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
    • C21D2211/004—Dispersions; Precipitations
    • 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
    • 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
    • C21D8/0236—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
    • C21D8/0278—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips involving a particular surface treatment
    • 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]

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (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)

Description

彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
本發明是有關於一種適合於要求實施嚴密彎曲加工等的汽車零件等用途、彎曲性與熔接性優良且拉伸強度(TS)為980MPa以上的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法。
而且，本發明中的熱浸鍍鋅鋼板，包括熱浸鍍鋅後進行合金化熱處理之所謂的合金化熱浸鍍鋅鋼板。
使用於汽車零件等的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其用途特徵為除了強度高之外，更要求加工性優良。
最近，就藉由車體輕量化來提高燃料效率以及確保碰撞安全性的觀點而言，高強度鋼板在汽車車體的需求及應用都在擴大。此外，以往高強度鋼板是以輕加工的形狀為主體，而現在已開始檢討應用於複雜的形狀。
但是，一般而言鋼板的加工性伴隨著高強度化而有下降的傾向。因此，若將高強度鋼板應用於車體，壓製成形時會發生鋼板斷裂等問題。尤其是拉伸強度為980MPa以上的高強度鋼板，應用於要求彎曲成形加工的零件時，容易發生上述問題。
此外，在車體加工中，壓製成形後有組裝步驟，組裝步驟中需實施電阻點焊，因此，除了加工性之外，亦要求優良的熔接性。
為了符合上述要求等，例如在專利文獻1~7中，提出對鋼的成分及組織進行限定，且實現熱軋條件或退火條件的最佳化等，而獲得高加工性且高強度的熱浸鍍鋅鋼板的方法。另外，在專利文獻8~12中揭示了獲得彎曲性優異的冷軋鋼板的技術；在專利文獻13中，更揭示了獲得彎曲性優異的高伸張熱浸鍍鋅鋼板的技術；而且在專利文獻14中，揭示了獲得加工性及熔接性優異的熱浸鍍鋅鋼板的技術。
先前技術文獻
專利文獻
專利文獻1：日本專利特開2004-232011號公報
專利文獻2：日本專利特開2002-256386號公報
專利文獻3：日本專利特開2002-317245號公報
專利文獻4：日本專利特開2005-105367號公報
專利文獻5：日本專利第3263143號公報
專利文獻6：日本專利第3596316號公報
專利文獻7：日本專利特開2001-11538號公報
專利文獻8：日本專利特開平2-175839號公報
專利文獻9：日本專利特開平5-195149號公報
專利文獻10：日本專利特開平10-130782號公報
專利文獻11：日本專利特開2005-273002號公報
專利文獻12：日本專利特開2002-161336號公報
專利文獻13：日本專利特開2006-161064號公報
專利文獻14：日本專利特開2008-280608號公報
在上述揭露的專利文獻中，專利文獻1雖然有記載關於C，Si含量多、拉伸強度為980Mpa級的鋼材，但是對於延伸凸緣性(stretch-flangeability)及彎曲性的提高則完全未考慮。
此外，在專利文獻2~4中，雖然揭示了關於活用Cr的鋼材，但是同樣完全未考慮延伸凸緣性及彎曲性。
進而，在專利文獻5~7中，雖然有關於評估延伸凸緣性的指標之一即擴孔率λ的記載，但是測定了擴孔率的鋼板的拉伸強度(TS)未達980Mpa。而且，關於彎曲性並無的任何記載。
在專利文獻8~11中，雖然揭示了藉由將自鋼板表面10vol%以上或10μm以上的厚度軟質化，以提高彎曲特性的技術，但是因鋼板表層的軟質層太厚，因此具有疲勞強度降低的問題。
在專利文獻12中，雖然記載了若從鋼板表面具有10μm以內的軟質層，則彎曲特性提高，但是關於鋼板組織並無規定，該技術亦無法避免鋼板整體的疲勞強度降低的問題。
在專利文獻13中，雖然揭示了從鋼板表層至深度1μm~10μm的表面附近的鐵氧體(Ferrite)相的面積率設定為80%以上，藉此可以改善鋼板彎曲性的技術，但是完全未提及鋼板內部組織。而且，沒有關於鋼板的熔接性及平面彎曲疲勞特性的技術的記載，且對於鋼板的熔接性及平面彎曲疲勞特性依然殘有問題。
在專利文獻14中，揭示了加工性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的技術。關於彎曲性，則揭示了達成以90°V彎曲而極限彎曲半徑≦1.5t(以下t表示鋼板的板厚)的技術，且達到0.36t。但是，為了進一步擴大高強度鋼板在汽車車體上的應用，必須進一步提高彎曲性，即減少極限彎曲半徑。具體而言，追求極限彎曲半徑≦0.3t。
本發明是有鑒於上述現有狀況而開發，其目的在於共同提出一種具有980Mpa以上的高拉伸強度，且平面彎曲疲勞特性無劣化問題，具體而言，即在平面彎曲疲勞特性以疲勞限度/拉伸強度表示的耐久比滿足0.35以上的狀況下，彎曲性、熔接性極為優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其有利的製造方法。
另外，在本發明中，高強度是指拉伸強度為980Mpa以上；彎曲性優異是指在90°V彎曲中滿足極限彎曲半徑≦0.3t的條件；熔接性優異是意指焊塊(Nugget)直徑為4 t1/2 (mm)以上則母材會斷裂。
接著，為了解決上述課題，本發明者等人反覆進行了努力研究。其結果，獲得了如下的見解。
(1)鋼板成分組成中，藉由減少C、P、S量可達成優良的熔接性。
(2)將鐵氧體相作為主體，具體而言，將以體積分率計大於70%作為鐵氧體相而將鋼板表層部組織軟質化對於改善彎曲特性是有效，但是鋼板表層部的軟質化，會導致耐疲勞特性劣化。
但是，若將鋼板表層部設定為10μm左右，對於軟質化的耐疲勞特性的影響小，但對提高彎曲特性則有很大效果。
(3)另一方面，較上述鋼板表層部更內部的鋼板組織在某種程度上，具體而言，為了確保彎曲特性，必須將體積分率約20%以上作為鐵氧體相，但是若超過70%則耐疲勞特性降低，且難以確保980Mpa以上的強度。
本發明是基於上述見解而完成的發明，其要旨如下。
1.一種彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其為以質量%計，含有C：0.05%以上、0.12%未滿，P：0.001%~0.040%以及S：0.0050%以下的鋼板，其特徵在於自該鋼板的表面至10μm的深度處的鋼板表層部是含有以體積分率計為大於70%的鐵氧體相的組織，且較從該表面10μm的深度更內部的鋼板內層部至少含有以體積分率為20%~70%且平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相的組織，進而拉伸強度為980MPa以上，鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層。
2.如上述1所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板內層部的組織含有以體積分率計為20%~70%，平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相；以體積分率計為30%~80%，平均結晶粒徑為5μm以下的變韌鐵(Bainite)相及/或麻田散鐵(Martensite)相；以及以體積分率計為5%以下(含0%)的殘留沃斯田鐵(Austenite)相及/或波來鐵(Pearlite)相的組織。
3.如上述1或2所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%，以及N：0.0060%以下，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
4.如上述3所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計更含有從Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%，以及B：0.0001%~0.0030%中所選出的一種或兩種，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
5.如上述3或4所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計更含有從Ti：0.010%~0.080%，以及Nb：0.010%~0.080%中所選出的一種或兩種，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
6.如上述5所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%、Ti：0.010%~0.080%、Nb：0.010%~0.080%以及B：0.0001%~0.0030%，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
即，如上述1或2所記載之彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述6所記載之鋼板，以質量%計含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%、Ti：0.010%~0.080%、Nb：0.010%~0.080%以及B：0.0001%~0.0030%，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
7.一種彎曲性及熔接性優異的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其包括對含有上述1~6中的任一項所記載之組成的鋼坯(Slab)加熱後進行熱軋，接著捲取於線圈後，酸洗後進行冷軋，然後實施熱浸鍍鋅步驟的熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，其特徵在於，將鋼坯以1150℃~1300℃的溫度加熱後，以850℃~950℃的熱精軋溫度進行熱軋，然後在熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)的溫度範圍以5℃/秒~200℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，在400℃~650℃的溫度捲取於線圈，接著酸洗後、進行了冷軋後，進而實施作為2階段的升溫步驟的退火時，將從200℃至500℃~800℃的中間溫度的1次平均升溫速度設定為5℃/秒~50℃/秒，至該中間溫度是以空氣比：1.10~1.20進行1次升溫，進而將從該中間溫度至730℃~900℃的退火溫度為止的2次平均升溫速度設定為0.1℃/秒~10℃/秒，以空氣比：小於1.10進行2次升溫至該退火溫度，在該退火溫度範圍保持10秒~500秒後，以1℃/秒～30℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻至450℃～550℃的溫度範圍，然後實施熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理。
[發明的效果]
根據本發明，可以獲得使彎曲性及熔接性有效地提高的高強度熱浸鍍鋅鋼板。並且，該高強度熱浸鍍鋅鋼板，可以同時滿足作為汽車零件所要求的強度及加工性，適用於作為被壓製成形成嚴密彎曲加工形狀的汽車零件。
以下，對本發明進行具體說明。
首先，對將本發明的鋼板的成分組成限定於上述範圍的理由進行說明。此外，如無特別說明，則表示鋼板成分的「%」是指質量%。
C：0.05%以上，0.12%未滿
C是利用麻田散鐵相或變韌鐵相等硬質相來強化鋼方面所不可缺少的元素。此時，為了獲得980MPa以上的拉伸強度(以下稱TS)，C必須為0.05%以上，且TS隨著C的增加而增加。另一方面，若C為0.12%以上，則點焊性會顯著劣化。此外，由於硬質相的增量所引起的硬質化，導致彎曲性等加工性亦有顯著降低的傾向。因此，將C限定於0.05%以上，0.12%未滿的範圍。較佳為0.105%以下。再者，就穩定確保980MPa以上的TS的觀點而言，較佳的C為0.08%以上。
P：0.001%~0.040%
P是有助於提高強度的元素，所以本發明使鋼板含有P含量0.001%以上。但是，P在另一方面亦是使熔接性劣化的元素。在本發明中，從鋼板表面至10μm的深度，即，藉由將從鋼板和鍍鋅的界面至10μm的深度的鋼板表層部(以下稱鋼板表層部)的鐵氧體以體積分率計設定為大於70%，則可以改善熔接性，但是若P超過0.040%，則顯著呈現出P使熔接性劣化的影響。因此，將P限定為0.001%~0.040%。較佳為0.001%~0.025%，更佳為0.001%~0.015%。
S：0.0050%以下
若S含量增加則熔接性劣化。尤其是含有量大於0.0050%時，顯著呈現出對熔接性劣化的影響。此外，若S含量增加則成為熱加工(Hot Working)的紅熱脆性的原因，在製造步驟中，不僅具有發生熱軋板斷裂的問題，還會在鋼板上形成介在物MnS，在冷軋後作為板狀的介在物存在，藉此使材料的極限變形能力降低，以及使延伸凸緣性等的成形性降低，因此，較理想的是使S含量減少，但是容許含量達到0.0050%。較佳為0.0030%以下。然而，過度減少S含量會伴隨在製鋼步驟中脫硫成本的增加，因此，較佳為使S的下限為約0.0001%。
在本發明中，為了達成優異的熔接性，如上所述，規定C、P及S含量。此外，在本發明中，為了獲得期望的特性，具體而言，為了提高強度或彎曲特性，例如添加Si、Mn、Al等具有效果。更為了提高淬火性，定量添加從Cr、Mo及B中所選出的一種或兩種以上亦為有效。此外，，定量添加從Ti及Nb中所選出的一種或兩種作為可以利用析出強化的元素，藉此更可以提高彎曲性。因此，較佳為分別適當含有Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%、Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%、Ti：0.010%~0.080%、Nb：0.010%~0.080%以及B：0.0001%~0.0030%。另外，若N的含量變多，則如下所述對鋼板的延展性的影響變大。因此，較佳為將N限定於0.0060%以下的範圍。
Si：0.01%~1.6%
Si是有助於藉由固溶強化鋼板的強度提昇及彎曲性的元素，但若含量未滿0.01%則其添加效果不彰。另一方面，若含有超過1.6%，則在鋼板表面作為氧化物而濃化，成為無法鍍敷的原因。因此，理想的是將Si設定於0.01%~1.6%的範圍。此外，將Si限定為0.8%以下，進而設定為0.35%未滿則在避免無法鍍敷的方面更佳，，，其中較佳為設定為0.20%以下。
Mn：2.0%~3.5%
Mn可以有效提高強度，其效果在含量為2.0%以上時可得到確認。另一方面，若含量超過3.5%，則因Mn的偏析等而引起部分組織的變態點不同。其結果導致鐵氧體相和麻田散鐵相變為帶狀存在的不均勻的組織，因而彎曲性降低。此外，在鋼板表面作為氧化物而濃化，亦成為無法鍍敷的原因。因此，將Mn含量設定為2.0%~3.5%的範圍。較佳為2.2%~2.8%。
Al：0.005%~0.1%
Al在製鋼步驟中作為脫氧劑是具有效果，而且在將使彎曲性降低的非金屬介在物分離於礦渣中的方面亦為有用的元素。Al更有可以在退火時抑制阻礙鍍敷性的Mn、Si系氧化物的形成，且提昇鍍敷的表面外觀的作用。為了獲得此種效果，必須添加0.005%以上。另一方面，若添加超過0.1%，不僅使製鋼成本增加，還會導致熔接性降低。因此，將Al含量設定為0.005%~0.1%的範圍。較佳為0.01%~0.06%。
N：0.0060%以下
就自藉由鐵氧體的清淨化延展性提高的觀點而言，N量少者為佳。尤其，若含量超過0.0060%，則延展性顯著劣化。因此，將N的上限設定為0.0060%。然而，從純化成本的觀點而言，較佳為將下限值設定為0.001%左右。因此，將N含量設定為0.0060%以下。較佳為0.0001%~0.0060%的範圍。
Cr：大於0.5%，2.0%以下
Cr是對鋼的淬火強化有效的元素，同時提高沃斯田鐵相的淬火性，並且將硬質相均勻微細地分散，、亦有效地助於伸展性、延伸凸緣性及彎曲性的提昇。但是Cr在0.5%以下則其添加效果不彰。另一方面，若Cr超過2.0%則其效果飽和，反而導致表面品質的劣化。因此，將Cr含量設定為大於0.5%，2.0%以下的範圍。較佳為大於0.5%，1.0%以下。
Mo：0.01%~0.50%
Mo是對鋼的淬火強化有效的元素。藉由在低碳鋼成分系微量添加容易確保強度，且有使熔接性及彎曲性提高的效果。但是若Mo未滿0.01%則其添加效果不彰。另一方面，若Mo超過0.50%則其效果飽和，且成為成本增加的主要原因。因此，將Mo含量設定為0.01%~0.50%的範圍。較佳為0.01%~0.35%。
Ti：0.010%~0.080%
Ti藉由在鋼材中與C或N形成微細碳化物或微細氮化物，有效地作用在將熱軋板組織及退火後的鋼板組織細粒化，提昇彎曲性及析出強化的賦予。但是若Ti未滿0.010%則其添加效果不彰。另一方面，若Ti超過0.080%則不僅其效果飽和，還會在鐵氧體中生成過多的析出物，導致鐵氧體的延展性降低。因此，將Ti含量設定為0.010%~0.080%的範圍。較佳為0.010%~0.060%。
Nb：0.010%~0.080%
Nb是在藉由固溶強化或析出強化來提高鋼板強度方面有效的元素。此外，亦有藉由強化鐵氧體相以降低與麻田散鐵相的硬度差的作用，且可以有效改善延伸凸緣性，更有助於鐵氧體粒及變韌鐵/麻田散鐵領域的結晶粒的微細化，有改善彎曲性的效果。但是若Nb未滿0.010%，則其添加效果不彰。另一方面，若含量超過0.080%，則熱軋板會硬質化，導致熱軋或冷軋時的軋壓負荷增大。並且，導致鐵氧體的延展性降低，加工性亦劣化。因此，將Nb含量設定為0.010%~0.080%的範圍。另外，就強度及加工性的觀點而言，較佳為將Nb含量設定為0.030%~0.070%。
B：0.0001%~0.0030%
B有助於提高淬火性，抑制在退火冷卻過程中發生鐵氧體的生成，獲得期望的量的硬質相，且提高彎曲性。但是若B未滿0.0001%則其添加效果不彰。另一方面，若超過0.0030%則上述效果飽和。因此，將B含量設定為0.0001%~0.0030%的範圍，較佳為0.0005%~0.0020%。
即，本發明的更佳的成分組成例示如下：
1)　含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%，S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%以及N：0.0060%以下，殘部為Fe及不可避免的雜質。
2)　在上述1)的組成中，更含有從Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%以及B：0.0001%~0.0030%中所選出的一種或兩種以上的組成。
3)　在上述1)或2)的組成中，更含有從Ti：0.010%~0.080%以及Nb：0.010%~0.080%中所選出的一種或兩種的組成。
另外，本發明的最佳的成分組成例示如下：含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、A1：0.005%~0.1%、N：0.0060%以下，Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%，Ti：0.010%~0.080%、Nb：0.010%~0.080%以及B：0.0001%~0.0030%，殘部為Fe及不可避免的雜質。
在本發明中，更可根據需要適當含有以下的元素。
Ca雖然有藉由MnS等硫化物的形狀控制來提高延展性的效果，但是即便含量多其效果亦有飽和的傾向。因此，含有Ca時，設定為0.0001%~0.0050%，較佳為0.0001%~0.0020%。
另外，V雖然有藉由碳化物的形成來強化鐵氧體相的效果，但是若含量多則會降低鐵氧體相的延展性。因此，較佳為V的含量為0.001%以上0.05%未滿，更佳為0.001%以上0.005%未滿。
此外，有使鍍敷性無重大變化，控制硫化物系介在物的形態的作用，並藉此有效提高加工性的REM，或有將鋼板表層的結晶進行整粒的作用的Sb，分別較佳的是含量在0.0001%~0.1%的範圍。
其他，形成析出物的Zr、Mg等，其含量極力減少為佳。無需積極添加。容許範圍為0.0200%以下，較佳為0.0002%未滿。
另外，Cu是對熔接性、Ni是對鍍敷後的表面外觀產生不良影響的元素。因此，雖然Cu、Ni的容許範圍為0.4%未滿，但是較佳為0.04%未滿。
本發明的鋼板，較佳為除了上述成分組成之外的殘部，包含Fe及不可避免的雜質的組成。
接著，對本發明重要的必要條件即鋼組織的適當範圍及其限定理由進行說明。
鋼板表層部是含有以體積分率計為大於70%的鐵氧體相的組織
藉由將鐵氧體相作為鋼板表層部的組織的主體，可以改善鋼板的彎曲性。若鐵氧體相的體積分率在70%以下則無法獲得該效果。因此，鋼板表層部的鐵氧體相的體積分率設定為大於70%，較佳為85%以上。
另外，本發明中關於鋼板組織的確認，是藉由以下方式進行：對與鋼板的軋壓方向平行的表面，以1000倍~3000倍左右的適當倍率進行SEM(掃瞄式電子顯微鏡)照片攝影，並且在鋼板表層部的任意部位的3個部位，求出鐵氧體體積分率等。
此外，本發明中的高強度熱浸鍍鋅鋼板，較從鋼板表面10μm的深度處更內部的鋼板內層部中，含有至少以體積分率計為20%~70%且平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相的組織。
此外，從鋼板表層部的內側至鋼板厚度方向中心(以下稱鋼板內層部)的組織，是以從鋼板表面的深度：10μm-50μm、厚度：40μm的區域及板厚1/4位置處的厚度為40μm的領域中的組織為代表。觀察兩位置中的組織，若兩位置皆是以體積分率計為20%~70%且平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相的情況，則鋼板內層部滿足上述組織。具體而言，在鋼板的軋壓方向的表面中，對在從鋼板表面即鋼板和鍍鋅的界面的鋼板中心側10μm~50μm的區域(深度方向40μm、軋壓方向20μm的區域)，以及板厚：1/4位置的深度方向40μm×軋壓方向20μm的區域的各組織，以1000倍~3000倍左右的適當倍率進行SEM(掃瞄式電子顯微鏡)照片攝影，藉由觀察任意部位的3個部位來進行確認。
鐵氧體相的體積分率：20%~70%(鋼板內層部)
鐵氧體相為軟質相，有助於鋼板的延展性。因此，本發明的鋼板內層部的組織，鐵氧體相需設定為以體積分率計20%以上。另一方面，若鐵氧體相以體積分率計超過70%存在，則過度軟質化，使鋼板強度之確保及平面彎曲疲勞特性之確保變得困難。因此，鐵氧體相設定為以體積分率計20%~70%，較佳為30%~50%的範圍。
鐵氧體相的平均結晶粒徑：5μm以下(鋼板內層部)
結晶粒的微細化，有助於提高鋼板的伸展性、延伸凸緣性及彎曲性。於是在本發明的鋼板內層部中，藉由將複合組織中的鐵氧體相的平均結晶粒徑限制在5μm以下，以謀求彎曲性之提高。另一方面，若鐵氧體相的平均結晶粒徑超過5μm，則無法確保所期望的平面彎曲疲勞特性。
此外，若軟質領域與硬質領域不均勻地存在，則會產生變形不均勻而使彎曲性劣化。另一方面，若軟質的鐵氧體相與硬質的麻田散鐵相均勻微細地存在，則加工時鋼板的變形會均勻。因此，鐵氧體相的平均結晶粒徑較小為佳。此外，為了抑制鋼板的彎曲性劣化，較佳的是鐵氧體相的平均結晶粒徑的範圍為1μm~3.5μm。
在本發明中，鋼板內層部的鐵氧體相以外的鋼板組織，可以是以下的鋼板組織。
變韌鐵相及/或麻田散鐵相的體積分率：30%~80%
變韌鐵相及/或麻田散鐵相是硬質相，有藉由變態組織強化以增加鋼板強度的作用。此外，為了達成TS：980MPa以上，較佳為變韌鐵相及/或麻田散鐵相以體積分率計為30%以上。另一方面，為了獲得所期望的彎曲性，較佳為以體積分率計為80%以下。
變韌鐵相及/或麻田散鐵相的平均結晶粒徑：5μm以下
藉由將變韌鐵相及/或麻田散鐵相微細化，可以提昇鋼板的擴孔特性、彎曲性、平面彎曲疲勞特性。尤其是藉由將複合組織中的變韌鐵相及麻田散鐵相的平均結晶粒徑設定為5μm以下，則可以獲得所期望的特性，較佳為3μm以下。
作為上述鐵氧體相、麻田散鐵相、變韌鐵相之外的鋼板內層部的殘部組織，可以考慮殘留沃斯田鐵相及波來鐵相。但若其合計量以體積分率在5%以下(含0%)，則不影響本發明的效果。
接著，對本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板的較佳製造方法進行說明。
首先，從依據本發明的成分組成所調製的熔鋼，以連續鑄造法或造塊-分塊等法製造鋼坯。接著，將所獲得的鋼坯進行冷卻、再加熱後，或者鑄造後未經加熱處理直接進行熱軋的一連串的步驟。此時，將鋼坯再加熱的情況，為了使熱軋板組織均勻化，將鋼坯加熱溫度設定為1150℃~1300℃，另外為了提高伸展性及延伸凸緣性等加工性，熱軋的精軋溫度設定為850℃~950℃，以抑制包括鐵氧體相及波來鐵相的2相的帶狀組織的生成。
再者，將熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)間的平均冷卻速度設定為5℃/秒~200℃/秒。為了提高鋼板表面的性質狀態及冷軋性，將線圈捲取的捲取溫度調整為400℃~650℃，結束熱軋、進行酸洗後，藉由冷軋獲得期望的板厚。為了使此時的冷軋壓下率藉由促進鐵氧體相的再結晶以提高延展性，較佳為將冷軋壓下率設定為30%以上。
接著，在準備進行熱浸鍍鋅步驟之前，首先實施成為2階段的升溫步驟的退火。藉由成為該2階段的升溫步驟的退火，分別控制鋼板的表層部和內層部的組織。具體而言，從200℃至中間溫度的1次平均升溫速度設定為5℃/秒~50℃/秒，中間溫度設定為500℃~800℃，從中間溫度至退火溫度的2次平均升溫速度設定為0.1℃/秒~10℃/秒，退火溫度設定為730℃~900℃，在該溫度範圍持續10秒~500秒後，以1℃/秒~30℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻至冷卻停止溫度：450℃~550℃。
在上述步驟中，鋼板表層部的組織調整，在1次升溫時退火爐內的空氣比設定為1.10~1.20的範圍中進行。另外，2次升溫時退火爐內的空氣比設定為小於1.10。
冷卻後，接著將鋼板浸漬於熔融鋅浴槽中，然後藉由氣體摩擦法(Gas Wiping)等控制鍍鋅附著量之後，或進一步加熱進行合金化處理之後，冷卻至室溫。
藉此可以獲得作為本發明目的之高強度熱浸鍍鋅鋼板；亦可對鍍敷後的鋼板實施表皮光軋(Skin-pass Rolling)。
以下，對製造條件的適當範圍及其限定理由進一步進行具體說明。
鋼坯加熱溫度：1150℃~1300℃
在鋼坯加熱溫度階段存在的析出物，在最終獲得的鋼板內作為粗大析出物而存在，不但無助於強度，且有阻礙所獲得的熱軋板組織均勻化的情況。因此，在鑄造時需要將所析出的析出物進行再溶解。此時，若為1150℃以上的加熱，例如即使有Ti、Bb系析出物的情況亦可再溶解。此外，從消除鋼坯表層的氣泡、偏析等缺陷，減少鋼板表面的龜裂、凹凸，達成平滑的鋼板表面的觀點而言，亦為在1150℃以上將鋼板進行加熱為有效。另一方面，若加熱溫度超過1300℃，則導致鋼板組織中的沃斯田鐵粒粗大化，最終組織粗大化因而使伸展特性降低。因此，將鋼坯加熱溫度限定於1150℃~1300℃的範圍。
精軋溫度：850℃~950℃
藉由將熱軋時的精軋溫度設定為850℃以上，雖然可以顯著提高彎曲性(延展性、延伸凸緣性)，但是若該溫度未滿850℃，則在熱軋後，結晶變成伸展後的加工組織，鋼板的延展性因而降低。另外，作為鑄片內的沃斯田鐵的穩定化元素的Mn若產生偏析，則該領域的Ar3 變態點降低，到了低溫而成為沃斯田鐵領域，未再結晶溫度範圍和軋壓終了溫度變為同樣的溫度範圍，結果導致熱軋中未再結晶的沃斯田鐵殘留。這種不均勻的組織，會阻礙加工時的材料的均勻變形，因而難以獲得優良的彎曲性。
另一方面，若精軋溫度超過950℃以上，則氧化物(銹皮(Scale))的生成量急劇增大，基材(Matrix)-氧化物界面變為粗糙，酸洗、冷軋後的表面品質有劣化的傾向。此外，酸洗後若熱軋銹皮的殘留等部分存在，則對電阻點焊的熔接性產生不良影響。結晶粒徑過度粗大更會在成形加工時使壓製品表面出現粗糙的情況。因此，精軋溫度設定為850℃~950℃的範圍，較佳為900℃~930℃的範圍。
精軋溫度~(精軋溫度-100℃)間的平均冷卻速度：5℃/秒~200℃/秒
在剛經精軋後的高溫範圍[精軋溫度~(精軋溫度-100℃)]中，若冷卻速度未達5℃/秒，則熱軋後的鋼板進行再結晶及顆粒成長，導致熱軋板組織粗大化，同時鐵氧體和波來鐵形成為層狀的帶狀組織。若退火前形成為帶狀組織，則變成在產生成分的濃度不均(mura)的狀態下進行熱處理，因此，在鍍敷步驟的熱處理中組織的微細均勻化變得困難。其結果，最終獲得的鋼板組織變得不均勻，伸展性及彎曲性降低。因此，[精軋溫度~(精軋溫度-100℃)]的平均冷卻速度設定為5℃/秒。另一方面，若[精軋溫度~(精軋溫度-100℃)]的平均冷卻速度超過200℃/秒，則其效果飽和，需要專用的冷卻裝置等而在成本方面變得不利。因此，[精軋溫度~(精軋溫度-100℃)]的溫度範圍中的平均冷卻速度設定為5℃/秒~200℃/秒的範圍。較佳為20℃/秒~100℃/秒的範圍。
捲取溫度：400℃~650℃
軋壓後鋼板的捲取溫度若超過650℃，因為熱軋銹皮厚度增加，導致冷軋後的表面粗糙，在表面形成凹凸，更因為鐵氧體粒徑粗大化而導致鋼板彎曲性降低。此外，若酸洗後熱軋銹皮殘留，則對電阻點焊的熔接性產生不良影響。另一方面，若捲取溫度未滿400℃，則熱軋板強度上升，在冷軋步驟中鋼板的軋壓負荷增大而導致生產性降低。因此，捲取溫度設定為400℃~650℃的範圍，較佳為450℃~600℃的範圍。
1次平均升溫速度(從200℃至中間溫度)：5℃/秒~50℃/秒，1次升溫中的爐內空氣比：1.10~1.20，中間溫度：500℃~800℃
在鍍敷開始前的退火時，若1次升溫速度遲於5℃/秒，則鋼板的結晶粒粗大化，且伸展性及彎曲性降低。另一方面，關於1次升溫速度的上限雖無特別限制，若超過50℃/秒，則其作用有飽和傾向。因此，1次平均升溫速度設定為5℃/秒~50℃/秒的範圍，較佳為10℃/秒~50℃/秒的範圍，更佳為15℃/秒~30℃/秒的範圍。
若1次升溫與2次升溫之間的中間溫度超過800℃，則鋼板的結晶粒徑粗大化，彎曲性降低。同時，鋼板表層部的組織中的鐵氧體相體積分率增加，疲勞特性降低。另一方面，若中間溫度未滿500℃，則其效果飽和，最終獲得的組織的鋼板表層部和鋼板內層部的鐵氧體相體積分率變得沒有差別。因此，中間溫度設定為500℃~800℃。另外，較佳的是中間溫度設定為(退火溫度-200℃)左右。
通常，上述1次升溫時的退火爐內空氣比為1.00以下，但在本發明中，將1次升溫時的退火爐內空氣比設定在1.10~1.20的範圍。如此一來，藉由將1次升溫時的退火爐內空氣比設定在1.10~1.20的範圍，可以將本發明的最大特徵即鋼板表層部的組織的鐵氧體相設定為超過70%。
此時，若1次升溫時的爐內空氣比超過1.20，則即使是鋼板內層部，鐵氧體相體積分率亦增加，結果導致鋼板的疲勞特性劣化。另一方面，若空氣比未滿1.10，如上所述，與通常的空氣比的情況同樣，鋼板表層部的鐵氧體分率變為70%以下而無法提昇彎曲特性。較佳為在1.12~1.17的範圍。
再者，本發明中的空氣比，是指相對於從使可燃成分完全燃燒時的化學變化中所求得的最小限度所需的空氣量，與退火爐內的空氣量的比。因此，1.00是包含相當於理論空氣量的環境，若超過1.00，則為了使可燃成分完全燃燒，空氣量呈現過剩的環境。另一方面，若未滿1.00，則無法使可燃成分完全燃燒。
在本發明中，將鍍敷開始前的退火時1次升溫中的爐內空氣比設定為上述比率，可以有效使僅鋼板表層部的組織的鐵氧體相以體積分率計為超過70%。關於該機構，至 今雖無明確解釋，不過，發明者等人的考慮如下。
即，在空氣比高的條件下，鋼板表面的Fe氧化生成Fe氧化物，該氧化物中的O，與鋼中C結合導致固溶C減少，其結果導致僅鋼板表層部的組織的鐵氧體體積分率增加。
2次平均升溫速度(從中間溫度至退火溫度)：0.1℃/秒~10℃/秒，2次升溫時的爐內空氣比：1.10未滿。
在鍍敷開始前的退火時，若2次平均升溫速度高於10℃/秒，因沃斯田鐵相的生成變得遲緩，導致最終獲得的鐵氧體相的體積分率增大而難以確保鋼板的強度。另一方面，若2次平均升溫速度低於0.1℃/秒的情況，則結晶粒徑粗大化，且伸展性及彎曲性降低。因此，2次平均升溫速度設定為0.1℃/秒~10℃/秒的範圍，較佳為0.5℃/秒~5℃/秒的範圍。
本發明中2次升溫時的爐內空氣比設定為1.10未滿。若2次升溫時的爐內空氣比為1.10以上，則即使是較鋼板表層10μm的深度更內部的鋼板內層部，鐵氧體相的體積分率亦超過70%而導致疲勞特性劣化。
此外，本發明中2次升溫時的爐內空氣比，可以設定在通常的空氣比1.00以下，之後的退火步驟的空氣比，亦可設定在通常的範圍，較佳為0.60~0.95的範圍。
退火溫度：730℃~900℃、持續時間：10秒~500秒
若鍍敷開始前的退火溫度低於730℃，退火時沃斯田鐵無法充分生成，因此無法充分確保鋼板的強度。另一方面，若退火溫度高於900℃，則在加熱中沃斯田鐵相粗大化，而且在之後的冷卻過程中生成的鐵氧體量減少，鋼板的彎曲性降低。此外，最終獲得的鋼板組織的結晶粒徑全體過度粗大化，伸展性及彎曲性皆呈現降低的傾向。因此，退火溫度設定為730℃~900℃的範圍，較佳為750℃~850℃的範圍。
再者，在上述退火溫度範圍中的持續時間未滿10秒的情況，退火中的沃斯田鐵相的生成量不足，難以確保最終的鋼板強度。另一方面，若長時間實施退火，則鋼板組織的結晶粒成長且呈現粗大化的傾向，尤其是該持續時間超過500秒的情況，會導致加熱退火中的沃斯田鐵相及鐵氧體相的粒徑過度粗大化，熱處理後所獲得的鋼板組織的彎曲性降低。再者，沃斯田鐵粒的粗大化，亦為壓製成形時表面粗糙的原因，故不理想。此外，因達到冷卻停止溫度的冷卻過程中的鐵氧體相的生成量亦減少，故伸展性亦降低。
因此，為了兼顧達成更為微細的組織，以及降低對退火前的組織的影響以獲得均勻微細的組織，而將持續時間設定為10秒~500秒的範圍，較佳為20秒~200秒的範圍。
從退火溫度至冷卻停止溫度的平均冷卻速度：1℃/秒~30℃/秒、冷卻停止溫度：450℃~550℃
至該冷卻停止溫度的平均冷卻速度，控制軟質的鐵氧體相以及硬質的變韌鐵相及/或麻田散鐵相的存在比率，在使鋼板具有980MPa以上的強度，以及確保優良加工性方面有著重要的作用。亦即，若平均冷卻速度超過30℃/秒，則冷卻中的鐵氧體相的生成受到抑制，變韌鐵相及麻田散鐵相的過度生成雖然使TS：980MPa級容易確保，不過會導致彎曲性的劣化。
另一方面，若平均冷卻速度低於1℃/秒，不僅在冷卻過程中鐵氧體相的生成量增加，波來鐵相亦增加，因而無法確保高TS。因此，至冷卻停止溫度的平均冷卻速度設定為1℃/秒~30℃/秒的範圍，較佳為5℃/秒~20℃/秒的範圍，更佳為10℃/秒~20℃/秒的範圍。
另外，該情況下的鋼板的冷卻方法，較佳為一般的氣體(Gas)冷卻法，其他還可採用公知的方法如爐冷法、噴霧(Mist)冷卻法、軋輥冷卻法(Roll Cooling)、水冷法等。此外，將各種方法進行適當組合亦可。
若冷卻停止溫度高於550℃，則發生從沃斯田鐵變化為比麻田散鐵相軟質的波來鐵相或變韌鐵相的鋼板組織的變態，TS：980MPa級的確保變得困難。此外，雖然亦生成硬質的殘留沃斯田鐵相，在該情況下延伸凸緣性降低。另一方面，若冷卻停止溫度未滿450℃，則因變韌鐵發生變態導致殘留沃斯田鐵相增加，不僅使TS：980MPa級的確保變得困難，同時導致彎曲特性劣化。
上述冷卻停止後，實施熱浸鍍鋅處理而成為熱浸鍍鋅鋼板；或更進一步在上述的熱浸鍍鋅處理後，使用誘導加熱裝置等實施再加熱及合金化處理後，成為合金化熱浸鍍鋅鋼板。此外，本發明中關於熱浸鍍鋅處理及合金化處理的各條件並無特別限制，可採用通常公知的條件。
此時，熱浸鍍鋅的附著量，較佳為每一面為20g/m2 ~150g/m2 左右。其原因是，若熱浸鍍鋅附著量未滿20g/m2 ，則難於確保耐蝕性。另一方面，若超過150g/m2 則耐蝕效果飽和，不利於成本。更佳為30g/m2 ~70g/m2 的範圍。
此外，連續退火後，對於最終獲得的合金化熱浸鍍鋅鋼板，為了進行形狀矯正和表面粗糙度調整，亦可進行調質軋壓。不過如果過度進行表皮光軋，會在鋼板中導入過多的變形組織，結晶粒變為伸展後的軋壓加工組織，導致延展性降低。因此，較佳為表皮光軋的壓下率設定為0.1%~1.5%的範圍。
實施例
將表1所示的成分組成的鋼熔製，以表2-1、表2-2所表示的條件，實施鋼坯加熱、熱軋、捲取、壓下率：50%的冷軋、連續退火及鍍敷處理，製成板厚：2.0mm、每一面鍍敷附著量：45g/㎡的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板。另外，冷軋時的壓下率皆設定為50%。又，連續退火時的爐內空氣比，1次升溫中的空氣比為表2-1、表2-2中所表示的空氣比，2次升溫及其之後的空氣比設定為0.8~1.0的範圍。
關於藉此所獲得的熱浸鍍鋅鋼板及合金化熱浸鍍鋅鋼板，對以下所示材料進行了試驗並調查了材料特性。
結果表示於表3-1、表3-2以及表4。
此外，材料試驗及材料特性的評價法如下所示。
(1)　鋼板的組織
在與鋼板的軋壓方向平行的面中，對鋼板表層部，鋼板內層部即從鋼板表面至10μm~50μm的領域，以及板厚1/4位置的SEM照片以1000倍~3000倍率進行拍攝，使用所拍攝的SEM照片，測定鋼板組織的體積分率。
亦即，鋼板內層部的組織，是從鋼板表面或鋼板與鍍鋅的界面開始，向鋼板中心側10μm~50μm的領域(深度方向40μm×軋壓方向20μm)，及板厚：1/4位置的40μm×20μm的領域(深度方向40μm×軋壓方向20μm)，藉由觀察該些組織加以鑑定。
此外，鐵氧體相的結晶粒徑是以JIS G 0552：1998所規定的方法為準據，對結晶粒度進行測定並換算為平均結晶粒徑。此外，鐵氧體相、波來鐵相的體積分率，是利用倍率：1000的剖面組織照片，以目測判斷並明確指出鐵氧體相及波來鐵相，藉由圖像解析求出鐵氧體相及波來鐵相的佔有面積，除以所解析出的面積(剖面組織照片的面積)，求出鐵氧體相及波來鐵相的面積分率，將其作為體積分率。
此外，關於殘留沃斯田鐵相的量，是將作為測定對象的鋼板研磨至板厚1/4位置後，在經化學研磨進一步研磨0.1mm之後的表面，藉由X光繞射裝置，利用Mo的Kα線，測定fcc鐵的(200)面、(220)面、(311)面及bcc鐵的(200)面、(211)面、(220)面的積分強度，從該些測定值求出殘留沃斯田鐵相的分率，作為殘留沃斯田鐵相的體積分率。
此外，作為本發明的鋼板的鋼組織，鐵氧體相、沃斯田鐵相、波來鐵相以外的殘部是變韌鐵相及/或麻田散鐵相。因此，將變韌鐵相和麻田散鐵相的合計量，作為鐵氧體相、沃斯田鐵相、波來鐵相以外的部分。
變韌鐵相和麻田散鐵相的平均粒徑，利用倍率：3000倍的SEM照片，明確指出為變韌鐵或麻田散鐵，將該些連續的一個領域視為晶粒，以JIS G 0552：1998所規定的方法為準據，對粒度進行測定並換算為各相的平均粒徑。
(2)　拉伸特性
利用與軋壓方向呈90°的方向作為長度方向(拉伸方向)的JIS Z 2201所記載的5號試驗片，以JIS Z 2241為準據，進行拉伸試驗並進行評價。
(3)　彎曲性(極限彎曲半徑)
依據JIS Z 2248中規定的V形塊法(V-Block Method)實施。試驗時以目測觀察彎曲部外側是否有龜裂，不發生龜裂的最小的彎曲半徑作為極限彎曲半徑。此外，極限彎曲半徑≦0.3t則視為彎曲性良好。另，表4中同時記載極限彎曲半徑/t的值。
(4)　熔接性(電阻點焊)
首先，在以下的條件下進行點焊。
電極：DR6mm-40R、加壓力：4802N(490kgf)、初期加壓時間：30cycles/60Hz、通電時間：17cycles/60Hz、持續時間：1 cycle /60Hz。對於同一編號的鋼板，測試電流從4.6kA至10.0kA是以0.2kA的間隔(Pitch)使之變化，從10.5kA至熔著是以0.5kA的間隔使之變化。
接著，將各試驗片提供於十字拉伸試驗以及熔接部的焊塊直徑的測定。電阻點焊接頭的十字拉伸試驗，以JIS Z 3137的規定為準據實施。此外，焊塊直徑的測定，以JIS Z 3139的規定為準據實施如下。
將電阻點焊後的對稱圓形的插塞(Plug)的部分，以通過與鋼板表面垂直的剖面的熔接點約略中心的剖面將其半切斷。將切斷面研磨、蝕刻(Etching)之後，藉由光學顯微鏡觀察進行剖面組織觀察，測量出焊塊直徑，並將除了塑性金屬環區(Corona Bond)之外的熱浸領域的最大直徑作為焊塊直徑。
對焊塊直徑為4t1/2 (mm)以上的熔接材進行十字拉伸試驗，如結果是從母材開始斷裂的程度密著性良好的熔接，則視為熔接性優良。
(5)　平面彎曲疲勞試驗
平面彎曲疲勞試驗，以JIS Z 2275為準據，在交變應力(應力比：1)、頻率20Hz的條件下進行測試。平面彎曲疲勞特性以疲勞限度/TS所表示的耐久比為0.35以上者，判斷為優良。
如表4所示，依據本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板，不僅具有極限彎曲半徑≦0.3t的優良的彎曲性及良好的電阻點焊性，同時還滿足耐久比≧0.35的平面彎曲疲勞特性。此外，可以了解在使用滿足本發明的特佳的組成的鋼記號A~M的發明例中，可確保極限彎曲半徑≦0.25t的更為優良的彎曲性。
對此，鋼成分在本發明的適當範圍之外的No.28及33、34，則熔接性不良。
1次升溫時的空氣比在本發明的適當範圍之外的No.3、4、10、11，則彎曲性或平面彎曲疲勞特性(耐久比)不良。
鋼坯加熱、1次升溫速度、持續時間中的任一項的條件在本發明的適當範圍之外的No.18、21、25，因鐵氧體相的結晶粒徑粗大導致彎曲性不良。
從精軋溫度開始的平均冷卻速度在本發明的適當範圍之外的No.19，同樣因為鐵氧體相的結晶粒徑粗大導致彎曲性不良。
捲取溫度、中間溫度在本發明的適當範圍之外的No.20、22，同樣因為鐵氧體相的結晶粒徑粗大導致彎曲性不良。
至2次升溫速度或冷卻停止溫度為止的冷卻速度在本發明的適當範圍之外的No.23、26，鐵氧體相的體積分率增加，TS低於980MPa。
退火溫度在本發明的適當範圍之外的No.24，因鐵氧體相的結晶粒徑粗大導致彎曲性不良。
冷卻停止溫度在本發明的適當範圍之外的No.27，TS低於980MPa。
產業上之可利用性
本發明的高強度熱浸鍍鋅鋼板，不僅具有高拉伸強度，彎曲性及熔接性亦優良，因此，適合供給於要求嚴密尺寸精度及彎曲性的以汽車零件為首、建築及家電等領域的用途亦奏奇效。
雖然本發明已以實施例揭露如上，然其並非用以限定本發明，任何所屬技術領域中具有通常知識者，在不脫離本發明之精神和範圍內，當可作些許之更動與潤飾，故本發明之保護範圍當視後附之申請專利範圍所界定者為準。

Claims (7)

  1. 一種彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板，上述鋼板以質量%計，含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%以及S：0.0050%以下，上述鋼板特徵在於：自上述鋼板的表面開始至10μm的深度處的鋼板表層部含有以體積分率計為超過70%的鐵氧體相的組織，且比從上述表面至10μm的深度處更內部的鋼板內層部至少含有體積分率為20%~70%且平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相的組織，進而拉伸強度為980MPa以上，在鋼板的表面具有熱浸鍍鋅層。
  2. 如申請專利範圍第1項所述之彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板內層部的組織含有以體積分率計為20%~70%，平均結晶粒徑為5μm以下的鐵氧體相；以體積分率計為30%~80%，平均結晶粒徑為5μm以下的變韌鐵相及/或麻田散鐵相；以及以體積分率計為5%以下(含0%)的殘留沃斯田鐵相及/或波來鐵相。
  3. 如申請專利範圍第1項或第2項所述之彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%以及N：0.0060%以下，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
  4. 如申請專利範圍第3項所述之彎曲性及熔接性優良 的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計更含有選自Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%以及B：0.0001%~0.0030%中的一種或兩種以上，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
  5. 如申請專利範圍第3項所述之彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計更含有選自Ti：0.010%~0.080%，以及Nb：0.010%~0.080%中的一種或兩種，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
  6. 如申請專利範圍第5項所述之彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板，其中上述鋼板以質量%計含有C：0.05%以上，0.12%未滿、P：0.001%~0.040%、S：0.0050%以下、Si：0.01%~1.6%、Mn：2.0%~3.5%、Al：0.005%~0.1%、N：0.0060%以下、Cr：大於0.5%，2.0%以下、Mo：0.01%~0.50%、Ti：0.010%~0.080%，Nb：0.010%~0.080%以及B：0.0001%~0.0030%，且殘部包含Fe及不可避免的雜質的組成。
  7. 一種彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板的製造方法，上述熱浸鍍鋅鋼板的製造方法包括將申請專利範圍第1項~第6項中的任一項所記載的組成的鋼坯，加熱後進行熱軋，接著進行線圈捲取後，進行酸洗、冷軋，然後實施熱浸鍍鋅步驟。上述熱浸鍍鋅鋼板的製造方法特 徵在於，將坯以1150℃~1300℃的溫度加熱後，將熱精軋溫度設為850℃~950℃而進行熱軋後，將熱精軋溫度~(熱精軋溫度-100℃)的溫度範圍以5℃/秒~200℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，在400℃~650℃的溫度捲取於線圈，接著在酸洗、冷軋後，在進而於實施作為2階段的升溫步驟的退火時，將從200℃至500℃~800℃的中間溫度的1次平均升溫速度設定為5℃/秒~50℃/秒，到達該中間溫度為止以空氣比：1.10~1.20的條件下進行1次升溫，進而將從該中間溫度至730℃~900℃的退火溫度為止的2次平均升溫速度設定為0.1℃/秒~10℃/秒，到達該退火溫度為止以空氣比：1.10未滿的條件下進行2次升溫，在該退火溫度範圍持續10秒~500秒後，在到達450℃~550℃的溫度範圍為止以1℃/秒~30℃/秒的平均冷卻速度進行冷卻，然後實施熱浸鍍鋅處理，或者進而實施合金化處理。
TW100119014A 2010-05-31 2011-05-31 彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法 TWI422690B (zh)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010125306 2010-05-31
JP2011118173A JP5434960B2 (ja) 2010-05-31 2011-05-26 曲げ性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Publications (2)

Publication Number Publication Date
TW201202442A TW201202442A (en) 2012-01-16
TWI422690B true TWI422690B (zh) 2014-01-11

Family

ID=45066410

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
TW100119014A TWI422690B (zh) 2010-05-31 2011-05-31 彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (2) US20130071687A1 (zh)
EP (1) EP2578718B1 (zh)
JP (1) JP5434960B2 (zh)
KR (1) KR101304077B1 (zh)
CN (1) CN102918174B (zh)
MX (1) MX2012012770A (zh)
TW (1) TWI422690B (zh)
WO (1) WO2011152017A1 (zh)

Families Citing this family (63)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR101353838B1 (ko) * 2011-12-28 2014-01-20 주식회사 포스코 인성 및 용접성이 우수한 내마모강
CA2869340C (en) 2012-04-05 2016-10-25 Tata Steel Ijmuiden B.V. Steel strip having a low si content
JP6052078B2 (ja) * 2012-07-04 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度低降伏比冷延鋼板の製造方法
JP2014043628A (ja) * 2012-08-28 2014-03-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal 溶融亜鉛めっき鋼板および製造方法
US10167541B2 (en) * 2012-11-06 2019-01-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Alloyed hot-dip galvanized steel sheet and method of manufacturing the same
JP6246621B2 (ja) 2013-05-08 2017-12-13 株式会社神戸製鋼所 引張強度が１１８０ＭＰａ以上の強度−曲げ性バランスに優れた溶融亜鉛めっき鋼板もしくは合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2015011510A1 (en) 2013-07-25 2015-01-29 Arcelormittal Investigación Y Desarrollo Sl Spot welded joint using high strength and high forming and its production method
CN105814227B (zh) * 2013-12-18 2018-02-27 杰富意钢铁株式会社 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP5858032B2 (ja) 2013-12-18 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN105980591A (zh) * 2014-02-05 2016-09-28 安赛乐米塔尔股份公司 可热成形的、可空气淬硬的、可焊的钢板
JP2015200013A (ja) 2014-03-31 2015-11-12 株式会社神戸製鋼所 延性、伸びフランジ性、および溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板、および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JP5839152B1 (ja) * 2014-04-22 2016-01-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2015185956A1 (en) * 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
WO2016013145A1 (ja) 2014-07-25 2016-01-28 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3173494B1 (en) * 2014-07-25 2019-03-13 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength hot dipped galvanized steel sheet
JP5935843B2 (ja) * 2014-08-08 2016-06-15 Ｊｆｅスチール株式会社 スポット溶接性に優れた冷延鋼板およびその製造方法
US10422015B2 (en) 2014-08-28 2019-09-24 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet excellent in stretch-flange formability, in-plane stability of stretch-flange formability, and bendability and method for manufacturing the same
EP3159420B1 (en) * 2014-09-08 2020-09-16 JFE Steel Corporation Method for producing high-strength hot-dipped galvanized steel sheet
EP3214199B1 (en) * 2014-10-30 2019-06-12 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
MX2017005591A (es) 2014-11-05 2017-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Hoja de acero galvanizada por inmersion en caliente.
BR112017008043A2 (pt) 2014-11-05 2017-12-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço galvanizada por imersão a quente
DE102014017274A1 (de) 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
DE102014116929B3 (de) 2014-11-19 2015-11-05 Thyssenkrupp Ag Verfahren zur Herstellung eines aufgestickten Verpackungsstahls, kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Vorrichtung zum rekristallisierenden Glühen und Aufsticken eines Stahlflachprodukts
KR101561008B1 (ko) * 2014-12-19 2015-10-16 주식회사 포스코 구멍확장능이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
KR101657822B1 (ko) * 2014-12-24 2016-09-20 주식회사 포스코 연신특성이 우수한 용융아연도금강판, 합금화 용융아연도금강판 및 그 제조방법
CN107208207B (zh) * 2015-01-16 2020-02-14 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107109572B (zh) * 2015-01-16 2019-09-10 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
CN107208237B (zh) 2015-02-13 2019-03-05 杰富意钢铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
KR101990717B1 (ko) 2015-02-13 2019-06-18 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2016138185A1 (en) 2015-02-25 2016-09-01 Arcelormittal Post annealed high tensile strength coated steel sheet having improved yield strength and hole expansion
JP6037087B1 (ja) * 2015-03-13 2016-11-30 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
WO2016198906A1 (fr) 2015-06-10 2016-12-15 Arcelormittal Acier a haute résistance et procédé de fabrication
WO2017109538A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a steel sheet having improved strength, ductility and formability
WO2017109540A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Arcelormittal Method for producing a high strength steel sheet having improved ductility and formability, and obtained steel sheet
KR101767762B1 (ko) * 2015-12-22 2017-08-14 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
EP3415653B1 (en) * 2016-02-10 2020-03-04 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing same
DE102016104295A1 (de) * 2016-03-09 2017-09-14 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Stahl zur Verwendung als Schweißzusatzwerkstoff
JP6237956B1 (ja) * 2016-03-31 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法
CN108884534A (zh) * 2016-03-31 2018-11-23 杰富意钢铁株式会社 薄钢板和镀覆钢板、以及热轧钢板的制造方法、冷轧全硬钢板的制造方法、薄钢板的制造方法和镀覆钢板的制造方法
MX2018014261A (es) * 2016-05-25 2019-04-29 Jfe Steel Corp Lamina de acero recubierta o chapada y metodo para producir la misma.
MX2019001521A (es) 2016-08-22 2019-05-15 Jfe Steel Corp Pieza automotriz con soldadura por resistencia.
MX2019001793A (es) 2016-08-30 2019-06-13 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
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
CN110073018B (zh) * 2016-12-12 2021-08-27 杰富意钢铁株式会社 低屈服比方形钢管用热轧钢板及其制造方法、和低屈服比方形钢管及其制造方法
EP3584348A4 (en) * 2017-02-20 2020-08-05 Nippon Steel Corporation HIGH STRENGTH STEEL PLATE
EP3584344A4 (en) * 2017-02-20 2020-08-05 Nippon Steel Corporation HIGH RESISTANCE STEEL SHEET
EP3604594A1 (en) * 2017-03-30 2020-02-05 JFE Steel Corporation Hot pressed member and method for manufacturing same
CN114703347A (zh) 2017-10-20 2022-07-05 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
EP3704281A1 (en) 2017-11-02 2020-09-09 AK Steel Properties, Inc. Press hardened steel with tailored properties
CN108823507B (zh) * 2018-06-28 2020-12-11 武汉钢铁有限公司 一种抗拉强度800MPa级热镀锌高强钢及其减量化生产方法
CN108998737A (zh) * 2018-07-03 2018-12-14 唐山钢铁集团有限责任公司 一种弯曲和焊接性能优异的热镀锌高强钢板及其生产方法
CN111378895B (zh) * 2018-12-28 2021-10-19 宝山钢铁股份有限公司 一种表层高塑性内层高强度的梯度钢铁材料及制造方法
WO2020213576A1 (ja) * 2019-04-17 2020-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 無方向性電磁鋼板
US11555234B2 (en) * 2019-04-24 2023-01-17 Nippon Steel Corporation Steel sheet
US20230031338A1 (en) * 2019-12-13 2023-02-02 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
WO2021205943A1 (ja) * 2020-04-07 2021-10-14 日本製鉄株式会社 鋼板
JP7481652B2 (ja) 2020-10-12 2024-05-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板
KR102457020B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457023B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457021B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 표면품질과 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
KR102457022B1 (ko) * 2020-12-21 2022-10-21 주식회사 포스코 폭방향을 따라 우수한 점 용접성이 균등하게 구현되는 고강도 용융아연도금 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
TW200912013A (en) * 2007-04-13 2009-03-16 Jfe Steel Corp High tensile-strength galvanized steel sheet and process for manufacturing high tensile-strength galvanized steel sheet
JP2010053446A (ja) * 2008-07-30 2010-03-11 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れた高Ｓｉ冷延鋼板の製造方法

Family Cites Families (19)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5844133B2 (ja) * 1978-12-29 1983-10-01 新日本製鐵株式会社 冷延鋼帯の連続焼鈍方法
JPH02175839A (ja) 1988-12-28 1990-07-09 Kawasaki Steel Corp 溶接性、加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
JP3263143B2 (ja) 1992-08-27 2002-03-04 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた焼付硬化型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JPH10130782A (ja) 1996-11-01 1998-05-19 Nippon Steel Corp 超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP3596316B2 (ja) 1997-12-17 2004-12-02 住友金属工業株式会社 高張力高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3823613B2 (ja) 1999-06-24 2006-09-20 住友金属工業株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3729108B2 (ja) 2000-09-12 2005-12-21 Ｊｆｅスチール株式会社 超高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP4085583B2 (ja) 2001-02-27 2008-05-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP4936300B2 (ja) 2001-04-17 2012-05-23 新日本製鐵株式会社 プレス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
JP2004232011A (ja) 2003-01-29 2004-08-19 Nisshin Steel Co Ltd 高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4486336B2 (ja) 2003-09-30 2010-06-23 新日本製鐵株式会社 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4586449B2 (ja) 2004-02-27 2010-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 曲げ性および伸びフランジ性に優れた超高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP4576921B2 (ja) * 2004-08-04 2010-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 冷延鋼板の製造方法
JP4360319B2 (ja) 2004-12-02 2009-11-11 住友金属工業株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP4770428B2 (ja) * 2005-11-29 2011-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および溶融亜鉛めっき鋼板の製造設備
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5167865B2 (ja) * 2008-02-29 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) * 2009-04-28 2012-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
TW200912013A (en) * 2007-04-13 2009-03-16 Jfe Steel Corp High tensile-strength galvanized steel sheet and process for manufacturing high tensile-strength galvanized steel sheet
JP2010053446A (ja) * 2008-07-30 2010-03-11 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れた高Ｓｉ冷延鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US20160017473A1 (en) 2016-01-21
KR20130006507A (ko) 2013-01-16
MX2012012770A (es) 2012-12-17
KR101304077B1 (ko) 2013-09-05
EP2578718B1 (en) 2017-11-08
EP2578718A4 (en) 2015-12-02
JP2012012703A (ja) 2012-01-19
CN102918174A (zh) 2013-02-06
CN102918174B (zh) 2015-03-11
JP5434960B2 (ja) 2014-03-05
WO2011152017A1 (ja) 2011-12-08
US20130071687A1 (en) 2013-03-21
TW201202442A (en) 2012-01-16
US10196727B2 (en) 2019-02-05
EP2578718A1 (en) 2013-04-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
TWI422690B (zh) 彎曲性及熔接性優良的高強度熱浸鍍鋅鋼板及其製造方法
JP5194878B2 (ja) 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4924730B2 (ja) 加工性、溶接性および疲労特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5858199B2 (ja) 高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP5943156B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102173601B1 (ko) 고강도 박강판 및 그 제조 방법
JP6544494B1 (ja) 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4730056B2 (ja) 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
TWI464296B (zh) 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
US10544474B2 (en) High-strength cold-rolled steel sheet and method for producing the same
TWI458839B (zh) 加工性和材質安定性優異之高強度鋼板及其製造方法
KR101923327B1 (ko) 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5413546B2 (ja) 高強度薄鋼板およびその製造方法
TWI433960B (zh) 加工性和點熔接性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法
JP5167865B2 (ja) 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPWO2016021193A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法、ならびに高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2013160928A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2007231369A (ja) 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5678695B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
MM4A Annulment or lapse of patent due to non-payment of fees