WO2000065119A1 - Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant - Google Patents

Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant Download PDF

Info

Publication number
WO2000065119A1
WO2000065119A1 PCT/JP2000/002547 JP0002547W WO0065119A1 WO 2000065119 A1 WO2000065119 A1 WO 2000065119A1 JP 0002547 W JP0002547 W JP 0002547W WO 0065119 A1 WO0065119 A1 WO 0065119A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
hot
dip galvanized
mass
temperature
Prior art date
Application number
PCT/JP2000/002547
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Takashi Kobayashi
Kei Sakata
Akio Shinohara
Original Assignee
Kawasaki Steel Corporation
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 Kawasaki Steel Corporation filed Critical Kawasaki Steel Corporation
Priority to AU39874/00A priority Critical patent/AU3987400A/en
Priority to DE60025711T priority patent/DE60025711T2/de
Priority to US09/720,139 priority patent/US6423426B1/en
Priority to CA002334672A priority patent/CA2334672C/en
Priority to EP00919136A priority patent/EP1096029B1/en
Publication of WO2000065119A1 publication Critical patent/WO2000065119A1/ja

Links

Classifications

    • 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
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • 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
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/185—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering from an intercritical temperature
    • 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
    • C21D1/78—Combined heat-treatments not provided for above
    • 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
    • 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
    • C22C38/02—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
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • 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
    • 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
    • C21D2211/005—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
    • C21D8/0278—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]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and more particularly to an improvement in ductility of a high-tension hot-dip galvanized steel sheet manufactured with a continuous hot-dip galvanized line.
  • a structure-reinforced steel sheet comprising a composite structure of a fluoride and a low-temperature transformation phase
  • a typical example of such a structure-strengthened steel sheet is a dual-phase structure steel sheet having a composite structure of a fluoride and a martensite.
  • high ductility steel sheets utilizing transformation-induced plasticity caused by residual austenite have also reached the stage of practical use.
  • a hot-dip galvanized steel sheet mainly composed of an alloyed hot-dip galvanized steel sheet is suitable for a component material applied to such a part.
  • high-strength hot-dip galvanized steel sheets that are excellent in corrosion resistance and ductility are indispensable materials in order to further reduce the weight and strengthening of automobile bodies.
  • a method for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheets using a continuous hot-dip galvanizing line is to add a large amount of alloying elements, such as Cr and Mo, that enhance hardenability and to transform low-temperature transformation of martensite and other materials.
  • alloying elements such as Cr and Mo
  • the addition of a large amount of alloying elements causes an increase in manufacturing cost.
  • Japanese Patent Publication No. Sho 62-40405 discloses a thin film containing C: 0.005 to 0.15%, Mn: 0.3 to 2.0%, and Cr: 0.03 to 0.8%.
  • a hot-dip galvanizing treatment is performed during cooling, and an alloying treatment is performed to heat it to a temperature between 500 ⁇ : to ⁇ ⁇ transformation point.
  • a method has been proposed for producing a high-strength steel sheet with a structure-strengthened alloyed hot-dip galvanizing using a continuous hot-dip galvanizing line, which is then cooled to 300 ° C.
  • JP-A-6 - JP 93340 in a continuous molten zinc plated lines were heated and maintained above the recrystallization temperature or higher and A C l transformation point, then rapidly cooled below M s point, then M s or more points
  • a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet, which is heated to at least the temperature of the molten zinc bath and the temperature of the alloying furnace, and then immersed in a molten zinc bath, has been proposed.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 6-108152 discloses a recrystallization annealing step including holding at a temperature of (A c 3 transformation point-50 ° C) to 900 ° C for at least 1 sec, and zinc plating. And a step of performing a reheating treatment at a temperature of 250 ° C. or less below the A C1 transformation point after these steps.
  • the M A method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet that excels in bending workability and cools below the M s point with a cooling rate higher than the critical cooling rate depending on the amount of alloy elements from a temperature higher than the s point Have been.
  • JP-A-6-93340 and JP-A-6-108152 disclose the M s point from the austenitic temperature range before plating a steel sheet or before alloying. This is a method for producing a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet which is quenched to the following temperature to form a steel sheet with a martensite structure, which is then reheated and tempered.
  • the present invention solves the above-mentioned problems of the prior art, and provides a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having sufficient ductility as a material for automobile parts and excellent in strength-elongation balance, and a method for producing the same.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is desirably manufactured using a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the present inventors have made intensive studies from the viewpoint of the composition and microstructure of the steel sheet in order to manufacture a high-ductility, high-strength hot-dip zinc-coated steel sheet using a continuous hot-dip galvanizing line.
  • the structure of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet obtained after the hot-dip galvanizing treatment is changed to a composite structure that includes tempered martensite and residual austenite, and the remainder consists of ferrite and a low-temperature transformation phase.
  • the steel sheet microstructure including tempered martensite and residual austenite and the remainder a ferrite and a low-temperature transformation phase
  • the steel sheet microstructure whose chemical composition has been adjusted to a predetermined range must be First, a structure having a structure containing lath-like martensite, and further subjected to reheating treatment and plating treatment under predetermined conditions in a continuous molten zinc plating line, including tempered martensite and residual austenite,
  • the remaining knowledge is that the above composite structure consisting of ferrite and a low-temperature transformation phase can be used, and a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet with extremely excellent ductility can be obtained.
  • the present invention has been made based on the above findings.
  • the first invention is a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on a surface layer of a steel sheet,
  • the steel sheet contains, by mass%, C: 0.05 to 0.20%. Si: 0.3 to 1.8%, Mn: 1.0 to 3.0%, the composition comprising the balance of Fe and unavoidable impurities, tempered martensite, and residual austenite. It has a composite structure composed of ferrite and a low-temperature transformation phase, and contains at least 20% by volume of the tempered martensite and at least 2% by volume of the residual austenite. It is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet.
  • One or more groups selected from the above may be contained.
  • the second present invention provides a steel sheet containing, by mass%, C: 0.05 to 0.20%, Si: 0.3 to 1.8%, and Mn: 1.0 to 3.0%, the balance being Fe and the unavoidable impurities.
  • a method of manufacturing a high-tensile hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility which is characterized by sequentially performing the following steps: After forming the zinc plating film, it is reheated to a temperature range of 450 ° C to 550 to alloy the molten zinc plating film, and after the alloying process, at a cooling rate of 5 ° CZ sec or more. Preferably, it is a step of cooling to 300 ° C.
  • group c one or more selected from Ti, Nb, V, in total, 0.01 to 0.1 mass%,
  • One or more groups selected from the above may be contained.
  • the steel sheet is a hot-rolled steel sheet in which final hot rolling is performed at a temperature of (A r 3 transformation point ⁇ 50 ° C.) or higher.
  • the cooling after the hot rolling is a hot rolled steel sheet structure adjusting step of quenching at a cooling rate of 10 ° C Zsec or more to a temperature below the M s point.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a hot-dip galvanized steel sheet having a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer on the surface layer of the steel sheet.
  • % in the composition means mass%.
  • C is an element essential for increasing the strength of the steel sheet, and further contains residual austenite ⁇ low temperature. It is effective for the formation of transformation phase and is an indispensable element. However, if the C content is less than 0.05%, the desired high strength cannot be obtained, while if it exceeds 0.20%, the weldability is degraded. For this reason, C was limited to the range of 0.05 to 0.20%.
  • Mn has the effect of strengthening the steel by solid solution strengthening, improving the hardenability of the steel, and further promoting the generation of residual austenite and low-temperature transformation phase. Such an effect is observed when the Mn content is 1.0% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the effect saturates, and an effect commensurate with the content cannot be expected, resulting in an increase in cost. For this reason, Mn was limited to the range of 1.0 to 3.0%.
  • Si has the effect of strengthening steel by solid solution strengthening, stabilizing austenite, and promoting the formation of a residual austenite phase. Such an effect is observed when the Si content is 0.3% or more. On the other hand, when the content exceeds 1.8%, the plating property is remarkably deteriorated. For this reason, Si was limited to the range of 0.3 to 1.8%.
  • one or more of the following groups (a) to (d) can be further added, if necessary, in addition to the above chemical components.
  • Cr and Mo are elements that improve the hardenability of steel and promote the formation of low-temperature transformation phases. Such an effect is observed when one or two of Cr and Mo are contained in a total amount of 0.05% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0% in total, the effect saturates, and the effect corresponding to the content cannot be expected, which is economically disadvantageous. For this reason, it is desirable to limit one or two of Cr and Mo to a range of 0.05 to L0% in total.
  • B is an element having an effect of improving the hardenability of steel, and can be contained as necessary. However, when the B content exceeds 0.003%, the effect is saturated. Therefore, it is desirable to limit B to 0.003% or less. In addition, 0.001 to 0.002% is more preferable.
  • Group c One or more selected from Ti, Nb, V, in total, 0.01 to 0.1%
  • Ti, Nb, and V form carbonitrides, have the effect of increasing the strength of ⁇ by precipitation strengthening, and can be added as necessary. Such an effect is observed in a total of 0.01% or more of one or more selected from Ti, Nb, and V. On the other hand, if the total content exceeds 0.1%, the strength becomes excessively high and the ductility decreases. For this reason, the content of one or more of Ti, Nb, and V is preferably limited in total to the range of 0.01 to 0.1%.
  • Ca and REM have the effect of controlling the morphology of sulfide inclusions, and thereby have the effect of improving the stretch flange properties of the steel sheet. This effect is saturated when the content of one or two selected from Ca and REM exceeds 0.01% in total. Therefore, the content of one or two of Ca and REM is preferably limited to 0.01% or less in total.
  • the steel sheet used in the present invention is composed of the balance of Fe and inevitable impurities, except for the above chemical components.
  • As unavoidable impurities A1: 0.1% or less, P: 0.05% or less, and S: 0.02% or less are acceptable.
  • the steel sheet of the present invention is a steel sheet having the above composition and a composite structure composed of tempered martensite, residual austenite, ferrite, and a low-temperature transformation phase.
  • the tempered martensite in the present invention refers to a phase formed when lath-like martensite is heated and maintained in a temperature range of (A transformation point to Ac 3 transformation point) for a short time.
  • Tempered martensite is a phase having a fine internal structure that inherits the form of lath martensite before tempering. Tempered martensite is softened by tempering. Since it has sufficient plastic deformability, it is an effective phase for improving the ductility of high strength steel sheets.
  • the steel sheet of the present invention contains such a tempered martensite phase in a volume ratio of 20% or more. If the tempered martensite amount is less than 20%, a remarkable ductility improvement effect cannot be expected. For this reason, the amount of tempered martensite in the composite structure was limited to 20% or more. If the tempered martensite amount exceeds 80%, it is difficult to increase the strength of the steel sheet, so it is preferable to set the tempered martensite to 80% or less.
  • the residual austenite transforms into martensite at the time of working, disperses the locally applied working strain widely, and has the effect of improving the ductility of the steel sheet.
  • the steel sheet of the present invention contains such residual austenite in a volume ratio of 2% or more. If the amount of residual styrene is less than 2%, remarkable improvement in ductility cannot be expected. For this reason, the amount of residual austenite was limited to 2% or more.
  • the amount of residual austenite is preferably at least 5%. The larger the amount of retained austenite, the better. However, in the case of the steel sheet of the present invention manufactured through the heat history of the continuous hot-dip galvanizing line, it is actually 10% or less.
  • the composite structure of the steel sheet of the present invention except for the above-mentioned tempered martensite and residual osteite, it is a phase of a phase and a low-temperature transformation.
  • Ferrite is a soft phase that does not contain iron carbide, has high deformability, and improves the ductility of steel sheets.
  • the steel sheet of the present invention preferably contains ferrite in a volume ratio of 30% or more. If it is less than 30%, the improvement in ductility is small. On the other hand, if it exceeds 70%, it becomes difficult to increase the strength of the steel sheet.
  • the low-temperature transformation phase in the present invention refers to a martensite or a veneite that has not been tempered. These low-temperature transformation phases are generated during the cooling process after the secondary process in the production method of the present invention. Both martensite and payite are hard phases, increasing the strength of the steel sheet.
  • the amount of the low-temperature transformation phase is not particularly limited in the present invention. What is necessary is just to distribute appropriately according to the strength of a steel plate. In order to increase the strength sufficiently,
  • the thermal transformation phase is preferably a hard martensite.
  • the soft phase and the low-temperature transformation phase as the hard phase form a composite structure together with the tempered martensite and residual austenite to form a microstructure in which both the soft phase and the hard phase are mixed.
  • higher ductility and a lower yield ratio are realized, and the formability of the steel sheet is significantly improved.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is a coated steel sheet in which a hot-dip galvanized layer or an alloyed hot-dip galvanized layer is formed on a surface layer of a steel sheet having the above-described composition and the above-described composite structure.
  • the basis weight of the plating layer may be appropriately determined according to the corrosion resistance requirement depending on the use site, and is not particularly specified.
  • the thickness (weight per unit area) of the hot-dip galvanized layer is preferably 30 to 60 g Zm 2 .
  • a molten steel having the above-described composition is smelted, formed by an ordinary known method, and hot-rolled or further cold-rolled by an ordinary known method to obtain a steel sheet. If necessary, a step such as pickling or annealing can be added.
  • the steel sheet having the above composition is subjected to a primary heat treatment and then cooled to form a structure containing martensite ( ⁇ ⁇ ), and then subjected to a secondary heat treatment in a continuous hot-dip galvanizing line.
  • a tertiary process (3) is performed to obtain a high tensile hot-dip galvanized steel sheet with excellent ductility.
  • the steel sheet is subjected to a primary heat treatment at a temperature of (Ac 3 transformation point-50 ° C) or higher and maintained for at least 5 sec and then quenched at a cooling rate of liTC Zsec or higher to a temperature of M s point or lower .
  • a primary heat treatment at a temperature of (Ac 3 transformation point-50 ° C) or higher and maintained for at least 5 sec and then quenched at a cooling rate of liTC Zsec or higher to a temperature of M s point or lower .
  • the heating and holding temperature of the primary heat treatment is less than (A c 3 transformation point-50 ° C) or the holding time is less than 5 sec, the amount of austenite generated during heating and holding is small, and the amount of lath martensite obtained after cooling. Run out.
  • the cooling rate after the primary heat treatment is less than 10 ° C / sec, the steel sheet structure after cooling cannot be a structure containing lath martensite.
  • the upper limit of the cooling rate after the primary heat treatment is preferably set to 100 ° C / sec or less in order to keep the shape of the steel sheet good.
  • the holding time is preferably not less than 5 sec and not more than 120 sec.
  • this primary step when used between the final hot rolling the (A r 3 transformation point one 50 ° C) or hot-rolled steel sheet at a temperature, this primary step, after final rolling cooling Can be substituted for this primary step by quenching at a cooling rate of 10 ° C / sec or more to a temperature below the Ms point.
  • the primary step be performed as an independent step after hot rolling.
  • the cooling rate to 500 ° C after the secondary heat treatment is less than 5 ° C Zsec, the cooling rate is slow and the austenite generated by the secondary heat treatment transforms into fly, parlite, etc., and the residual austenite Or low-temperature transformation phase. It is preferable that the cooling rate after the secondary heat treatment be 5 ° C / sec or more and 50 ° C / sec or less.
  • This secondary process is preferably performed in a continuous molten zinc plating line that has both annealing equipment and molten zinc plating equipment.
  • the process can be shifted to the tertiary process immediately after the secondary process, and productivity is improved.
  • the steel sheet subjected to the secondary process is subjected to a hot-dip galvanizing process, and cooled to 300 ° C at a cooling rate of 5 ° C Zsec or more.
  • the hot-dip galvanizing treatment may be performed under the processing conditions usually performed in a continuous hot-dip galvanizing line, and there is no particular limitation.
  • plating at extremely high temperatures makes it difficult to secure the required amount of residual austenite.
  • the cooling rate after plating is extremely low, it is difficult to secure the residual austenite.
  • it is preferable to limit the cooling rate in the temperature range from 300 ° C. after plating to 5 ° C./sec or more.
  • the temperature is preferably 50 ° C Zsec or less.
  • wiping may be performed for adjusting the basis weight as needed.
  • an alloying treatment may be performed.
  • the alloying process after hot-dip galvanizing treatment, re-heat to a temperature range of 450 ° C to 550 ° C and apply hot-dip galvanized coating. Is alloyed.
  • the cooling rate after the alloying treatment is extremely low, it becomes difficult to secure the necessary residual austenite. For this reason, it is preferable to limit the cooling rate in the temperature range from after the alloying treatment to 300 ° C. to 5 ° C. Zsec or more.
  • the steel sheet after plating or alloying may be subjected to temper rolling for shape correction and adjustment of surface roughness.
  • a treatment such as resin or oil coating or various coatings is applied.
  • the present invention is based on the assumption that the steel sheet is subjected to secondary heating, hot-dip galvanizing and alloying treatment in a continuous hot-dip galvanizing line with annealing equipment, plating equipment and alloying treatment equipment. It can also be implemented in a separate facility or process.
  • these cold-rolled steel sheets were subjected to a primary step of cooling after heating and holding under the primary step conditions shown in Table 2 in a continuous annealing line.
  • a microstructure examination was performed to measure the amount of lath martensite.
  • the steel sheet after the primary process was subjected to a secondary process of heating, holding and cooling under the secondary process conditions shown in Table 2 in a continuous hot-dip galvanizing line. Alms, some for molten zinc
  • an alloying treatment was performed on the hot-dip galvanized film, which was reheated, and a tertiary step of cooling was performed.
  • Table 3 shows the microstructure and mechanical properties of the obtained steel sheet.
  • the hot-dip galvanizing treatment was performed by immersing the steel sheet in a plating bath at a bath temperature of 475 ° C, and then pulled up to adjust the basis weight by gas wiping so that the basis weight per side was 50 g Zm 2 .
  • the temperature was increased to 500 ° C at a heating rate of 10 ° C Zsec, and the alloying treatment was performed.
  • the holding time during the alloying treatment was adjusted so that the iron content in the plating film was 9 to 11%.
  • the microstructure of the steel sheet was observed with an optical microscope or a scanning electron microscope on the cross section of the steel sheet.
  • the amount of lath martensite and the amount of tempered martensite in the microstructure were calculated using the cross-sectional structure photograph at a magnification of 1000 times, and the area occupied by the relevant phase in a 100 mm square area arbitrarily set by image analysis. And determined the volume ratio of the relevant phase.
  • the amount of residual austenite was determined by polishing a specimen taken from a steel sheet to the center in the thickness direction and measuring the diffraction X-ray intensity at the center of the thickness. ⁇ ⁇ -rays were used for the incident X-rays, and the residual austenite phases in the specimen, U11 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ ,
  • yield strength (yield point) ⁇ ⁇ , tensile strength T S, and elongation E 1 were measured using JIS No. 5 tensile test specimens taken in a direction perpendicular to the rolling direction from the steel sheet.
  • Table 3 shows that the inventive examples were excellent in strength-elongation balance, with a tensile strength TS of 590 MPa or more, an elongation E1 of 30% or more, and a strength-elongation balance (TS x El) of 21000 MPa% or more. It is a steel sheet with high ductility and high tensile zinc plating.
  • the ductility is not sufficient, and the strength-elongation balance is reduced.
  • the heat holding temperature in the primary heat treatment was low, the amount of lath martensite obtained after cooling was small, the amount of tempered martensite and the amount of residual austenite after plating were reduced, and the strength-elongation balance was maintained. Is declining.
  • the holding time in the primary heat treatment was short, the amount of lath martensite obtained after cooling was reduced, the amount of tempered martensite after plating was reduced, and the balance between strength and elongation was reduced. I have.
  • steel sheet No. 11 has a low cooling rate to 300 ° C after the alloying treatment, and the amount of residual austenite after the plating treatment is small, and the strength is low.
  • the growth balance has declined. In steel sheet No. 13, the cooling rate after primary heat treatment was low, the amount of lath martensite obtained after cooling was small, the amount of tempered martensite after plating was small, and the strength-elongation balance was reduced. .
  • Lath M Lath martensite *
  • Steel B having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and cut into pieces by a continuous manufacturing method.
  • a hot-rolling process of hot rolling the obtained ⁇ pieces to a thickness of 2.3 mm, and a hot-rolling immediately after the hot rolling under the conditions shown in Table 4 and a hot-rolled steel sheet microstructure adjustment process of winding into a coil shape gave.
  • This hot rolled steel sheet structure adjusting step was used as an alternative to the primary step in the production method of the present invention. After the hot-rolled steel sheet microstructure adjustment process, the microstructure of the steel sheet was investigated, and the amount of lath martensite was measured.
  • the hot-rolled steel sheet was subjected to a secondary process of heating, holding and cooling under the secondary process conditions shown in Table 4 in a continuous hot-dip galvanizing line, followed by hot-dip galvanizing. Further, a tertiary step of performing an alloying treatment on the molten zinc plating film and then cooling was performed.
  • the hot dip galvanizing treatment was performed in the same manner as in Example 1.
  • the microstructure and mechanical properties of the obtained steel sheet were investigated in the same manner as in Example 1 and shown in Table 5.
  • Table 5 shows that the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength TS of 590 MPa or more, a strength-elongation balance (TSXE 1) of 23000 MPa% or more, and is excellent in ductility. It is a steel plate.
  • Lath M Lath-like martensite *
  • such a high-strength hot-dip galvanized steel sheet has extremely excellent ductility, and is a low-cost and stable high-strength hot-dip galvanized steel sheet that is actually suitable as a molded article material represented by automobile parts. It can be manufactured as a product, and has a remarkable industrial effect.

Landscapes

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

明 細 書 延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 高張力溶融亜鉛めつき鋼板に係り、 とくに連続溶融亜鉛めつきライ ンで製造される高張力溶融亜鉛めつき鋼板の延性の向上に関する。 背景技術
近年、 地球環境の保全という観点から、 自動車の燃費改善が要求されている。 さらに加えて、 衝突時に乗員を保護するため、 自動車車体の安全性向上も要求さ れている。 このようなことから、 自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が 積極的に進められている。 自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、 部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、 最近では高張力鋼 板が自動車部品に積極的に使用されている。
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、 自 動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。 優れたプレス成形性を実 現するには、 第一義的には高い延性を確保することが肝要である。 そのため、 自 動車部品用高張力鋼板には、 高い延性を有することが強く求められている。
延性に優れる高張力鋼板としては、 フユライ 卜と低温変態相との複合組織から なる組織強化型鋼板が提案されている。 この組織強化型鋼板では、 フユライ トと マルテンサイ 卜の複合組織を有する二相組織鋼板が代表的である。 また最近では、 残留オーステナイ 卜に起因する変態誘起塑性を利用した高延性鋼板も実用化の段 階に至っている。
一方、 自動車部品には、 適用部位によっては高い耐食性も要求される。 このよ うな部位に適用される部品素材には、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板を主体とする溶 融亜鉛めつき鋼板が好適である。
したがって、 自動車車体の軽量化および強化をより一層推進するためには、 耐 食性に優れ、 しかも延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板が必要不可欠な素材 となっている。
しかし、 現在、 溶融亜鉛めつき鋼板の多くは、 連続溶融亜鉛めつきラインで製 造されている。 これら連続溶融亜鉛めつきラインは、 焼鈍設備とめっき設備とを 連続化して設置していることが多く、 焼鈍後のめっき処理により、 焼鈍後の冷却 がめつき温度で中断されている。 このため、 工程全体での平均冷却速度を大きく することが困難となる。
したがって、 連続溶融亜鉛めつきラインで製造される高張力溶融亜鉛めつき鋼 板では、 一般に冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイ 卜や残留ォ —ステナイ 卜をめつき処理後の鋼板中に含有させることは難しい。
連続溶融亜鉛めつきラインで、 組織強化型高張力溶融亜鉛めつき鋼板を製造す る方法としては、 Crや Moといった焼入性を高める合金元素を多量に添加し、 マル テンサイ 卜等の低温変態相の生成を容易にする方法がある。 しかし、 合金元素の 多量添加は、 製造コス卜の上昇を招くという問題がある。
また、 例えば、 特公昭 62— 40405 号公報には、 C ： 0. 005〜0. 15%、 Mn： 0. 3 〜2. 0 %、 Cr : 0. 03〜0. 8 %を含有する薄鋼板を A C l変態点〜 A c3変態点間に加 熱したのち、 冷却途中に溶融亜鉛めつき処理を行い、 さらに 500 Τ:〜Α ^変態点 間の温度に加熱する合金化処理を施し、 その後 300 でまで冷却する連続溶融亜鉛 めっきラインを用いた組織強化型合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法が 提案されている。 この合金化溶融亜鉛めつき高張力鋼板の製造方法においては、 A C l変態点〜 A c3変態点間に加熱後の冷却、 および合金化処理後 300 °Cまでの冷 却を、 Crと Mn量と関連づけられた式で規定される臨界冷却速度以上の冷却速度で 行うことを特徴としており、 フェライ 卜素地中に主としてマルテンサイ トからな る低温変態組織を含む二相組織鋼板とし、 その鋼板上に合金化亜鉛めつき層を有 する鋼板としている。
しかしながら、 特公昭 62— 40405 号公報に記載された技術では、 連続溶融亜鉛 めっきラインで焼鈍後やめつき処理後の冷却条件を、 各鋼板の組成に合致して調 整する必要がある。 このような冷却条件の調整は、 連続亜鉛めつきラインの設備 上の制約から問題があった。 また、 特公昭 62— 40405 号公報に記載された技術で 製造された鋼板の延性も十分なものとは言えなかった。
一方、 特公昭 62 - 40405 号公報に記載された組織強化型溶融亜鉛めつき高張力 鋼板とは異なり、 連続溶融亜鉛めつきラインを用いて、 焼戻マルテンサイ 卜を利 用して、 成形性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板を得る方法が提示されている。 例えば、 特開平 6 — 93340 号公報には、 連続溶融亜鉛めつきラインにおいて、 再結晶温度以上かつ A C l変態点以上に加熱保持し、 その後 M s 点以下に急冷し、 ついで M s 点以上の温度であって少なくとも溶融亜鉛浴温度および合金化炉温度 に加熱したのち、 溶融亜鉛槽に浸漬する高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造 方法が提案されている。
また、 特開平 6 —108152号公報には、 （A c3変態点一 50°C ) 〜900 °Cの温度に て少なくとも 1 sec 以上保持することを含む再結晶焼鈍工程と、 亜鉛めつきを施 す工程と、 これらの工程の後に A C l変態点以下 250 °C以上の温度にて再加熱処理 を施す工程を有し、 再結晶焼鈍工程の後でかつ再加熱処理工程前に、 M s 点より 高い温度から、 合金元素量に依存する臨界冷却速度以上の冷却速度で、 M s 点以 下まで冷却する曲げ加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 が提案されている。
特開平 6— 93340号公報、 特開平 6 - 108152号公報に記載された技術は、 いず れも、 鋼板をめつき前あるいは合金化処理前にオーステナイ ト温度域から M s 点 以下の温度に焼入れてマルテンサイ 卜組織の鋼板とし、 これを再加熱して焼戻マ ルテンサイ 卜とする高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法である。
しかしながら、 特開平 6 — 93340 号公報、 特開平 6 — 108152号公報に記載され た技術で製造された鋼板は、 いずれも、 自動車部品等の素材用として現在要求さ れる延性を十分満足できず、 更なる延性の向上が望まれていた。 発明の開示
本発明は、 上記した従来技術の問題を解決し、 自動車部品用素材として十分な 延性を有し、 強度—伸びバランスに優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板およびその 製造方法を提供するものである。 本発明の高張力溶融亜鉛めつき鋼板は、 連続溶 融亜鉛めつきラインを利用して製造されるのが望ましい。
本発明者らは、 連続溶融亜鉛めつきラインを用いて高延性高張力溶融亜鉛めつ き鋼板を製造するため、 鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を重ね た。 その結果、 溶融亜鉛めつき処理後に得られる高張力溶融亜鉛めつき鋼板の組 織を焼戻マルテンサイ ト、 残留オーステナイ トを含み、 残部をフェライ 卜と低温 変態相とからなる複合組織とすることにより、 鋼板に優れた延性を発現せしめる ことが可能であることを知見した。
さらに、 鋼板の組織を焼戻マルテンサイ 卜、 残留オーステナイ トを含み、 残部 をフェライ 卜と低温変態相とからなる複合組織とするには、 化学成分を所定の範 囲に調整した鋼板の組織を、 まずラス状マルテンサイ トを含む組織を有する組織 とし、 さらに連続溶融亜鉛めつきラインにて所定の条件下で再加熱処理およびめ つき処理を施すことにより、 焼戻マルテンサイ 卜、 残留オーステナイ 卜を含み、 残部をフェライ 卜と低温変態相とからなる上記複合組織とすることができ、 極め て延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板とすることが可能であるという知見を 1守 /'こ o 本発明は、 上記した知見に基づいて構成されたものである。
すなわち、 第 1の本発明は、 鋼板表層に溶融亜鉛めつき層または合金化溶融亜 鉛めつき層を有する溶融亜鉛めつき鋼板であって、
前記鋼板が、 質量％で、 C ： 0.05〜0.20%. Si： 0.3 〜1.8 %、 Mn： 1.0 〜 3.0 %を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成と、 焼戻マルテンサイ 卜、 残留オーステナィ ト、 フェライ 卜および低温変態相からなる複合組織を有し、 かつ前記焼戻マルテンサイ 卜を体積率で 20%以上、 前記残留オーステナイ トを体 積率で 2 %以上含むことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板で あり、 また、 第 1の本発明では、 前記組成に加え、 さらに、 次の （a) 〜 （d) 群
(a群） ： Cr、 Moのうちの 1種または 2種を合計で、 0.05〜： 1.0 質量％、 (b群） ： B ： 0.003 質量％以下、
(c群） ： Ti、 Nb、 Vのうちから選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0.01 〜0.1 質量％
(d群） ： Ca、 REM のうちから選ばれた 1種または 2種を合計で、 0.01質量％ 以下
のうちから選ばれた 1群または 2群以上を含有してもよい。
また、 第 2の本発明は、 質量％で、 C : 0.05〜0.20%、 Si : 0.3 〜1.8 %、 Mn ： 1.0 〜3.0 %を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板 に、 （Ac3変態点一 50°C) 以上の温度で、 5 sec 以上保持する一次熱処理を施し た後、 10°CZsec 以上の冷却速度で Ms 点以下の温度まで冷却する一次工程と、 ついで、 （ ACl変態点〜 Ac3変態点） の間の温度域で 5〜120sec間保持する二次 熱処理を施した後、 StiZsec 以上の冷却速度で 500 °C以下の温度まで冷却する 二次工程と、 ついで溶融亜鉛めつき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めつき皮 膜を形成したのち、 5°CZsec 以上の冷却速度で 300 °Cまで冷却する三次工程と を順次施すことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法 であり、 また、 第 2の本発明では、 前記三次工程が、 溶融亜鉛めつき処理を施し 前記鋼板表面に溶融亜鉛めつき皮膜を形成したのち、 450 °C〜550 での温度域ま で再加熱して溶融亜鉛めつき皮膜の合金化処理を施し、 該合金化処理後に 5 °C Z sec 以上の冷却速度で 300 °Cまで冷却する工程であることが好ましい。
また、 第 2の本発明では、 前記組成に加え、 さらに、 次 （a ) 〜 （d ) 群
( a群） ： Cr、 Moのうちの 1種または 2種を合計で、 0. 05〜1. 0 質量％、
( b群） ： B： 0. 003 質量％以下、
( c群） ： Ti、 Nb、 Vのうちから選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0. 01 〜0. 1 質量％、
( d群） ： Ca、 REM のうちから選ばれた 1種または 2種を合計で、 0. 01質量％ 以下
のうちから選ばれた 1群または 2群以上を含有してもよい。
また、 第 2の本発明では、 前記鋼板を、 最終熱間圧延が （A r3変態点 - 50°C ) 以上の温度で行われた熱延鋼板とし、 前記一次工程に代えて、 最終熱間圧延後の 冷却を M s 点以下の温度まで 10°C Zsec 以上の冷却速度で急冷する熱延鋼板組織 調整工程とすることが好ましい。 発明を実施するための最良の形態
本発明の高張力溶融亜鉛めつき鋼板は、 鋼板表層に溶融亜鉛めつき層または合 金化溶融亜鉛めつき層を有する溶融亜鉛めつき鋼板である。
まず、 本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。 なお、 本発明で は、 組成における％は質量％を意味する。
C： 0. 05〜0. 20%
Cは、 鋼板の高強度化に必須の元素であり、 さらに残留オーステナイ トゃ低温 変態相の生成に効果があり、 不可欠の元素である。 しかし、 C含有量が 0.05%未 満では所望の高強度化が得られず、 一方、 0.20%を超えると、 溶接性の劣化を招 く。 このため、 Cは 0.05〜0.20%の範囲に限定した。
Mn： 1.0 〜3.0 %
Mnは、 固溶強化により鋼を強化するとともに、 鋼の焼入性を向上し、 さらに残 留オーステナイ 卜や低温変態相の生成を促進する作用を有する。 このような作用 は、 Mn含有量が 1.0 %以上で認められる。 一方、 3.0 %を超えて含有しても効果 が飽和し、 含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。 このた め、 Mnは 1.0 〜3.0 %の範囲に限定した。
Si： 0.3 〜1.8 %
Siは、 固溶強化により鋼を強化するとともに、 オーステナイ 卜を安定化し、 残 留オーステナイ ト相の生成を促進する作用を有する。 このような作用は、 Si含有 量が 0.3 %以上で認められる。 一方、 1.8 %を超えて含有すると、 めっき性が顕 著に劣化する。 このため、 Siは 0.3 〜1.8 %の範囲に限定した。
さらに、 本発明の鋼板では、 必要に応じて、 上記した化学成分に加え、 下記に 示す （a) 〜 （d) 群のうちの 1種または 2種以上をさらに添加することが可能 である。
(a群） ： Cr、 Moのうちの 1種または 2種を合計で、 0.05〜： 1.0 %
Crおよび Moは、 鋼の焼入性を向上し、 低温変態相の生成を促進する作用を有す る元素である。 このような作用は、 Crおよび Moのうちの 1種または 2種を合計で 0.05%以上含有して認められる。 一方、 合計で 1.0 %を超えて含有しても効果が 飽和し、 含有量に見合う効果を期待できず、 経済的に不利となる。 このため、 Cr、 Moのうちの 1種または 2種を合計で 0.05〜： L0 %の範囲に限定するのが望ましい。
(b群） ： B ： 0.003 %以下、
Bは、 鋼の焼入性を向上する作用を有する元素であり、 必要に応じ含有できる。 しかし、 B含有量が 0. 003 %を超えると、 効果が飽和するため、 Bは 0. 003 %以 下に限定するのが望ましい。 なお、 0. 001〜0. 002 %が一層好ましい。
( c群） ： Ti、 Nb、 Vのうちから選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0. 01 〜0. 1 %
Ti、 Nb、 Vは、 炭窒化物を形成し、 鐧を析出強化により高強度化する作用を有 しており、 必要に応じて添加できる。 このような作用は、 Ti、 Nb、 Vのうちから 選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0. 01%以上で認められる。 一方、 合計で 0. 1 %を超えて含有しても、 過度に高強度化し、 延性が低下する。 このため、 Ti、 Nb、 Vのうちの 1種または 2種以上の含有量は、 合計で、 0. 01〜0. 1 %の範囲に 限定するのが好ましい。
( d群） ： Ca、 REM のうちから選ばれた 1種または 2種を合計で、 0. 01%以下
Ca、 REM は、 硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、 これにより、 鋼板 の伸びフランジ特性を向上させる効果を有する。 このような効果は Ca、 REM のう ちから選ばれた 1種または 2種の含有量が合計で、 0. 01%を超えると飽和する。 このため、 Ca、 REM のうちの 1種または 2種の含有量は合計で、 0. 01%以下に限 定するのが好ましい。
本発明に用いる鋼板は、 上記した化学成分以外は、 残部 Feおよび不可避的不純 物からなる。 不可避的不純物としては、 A1 : 0. 1 %以下、 P : 0. 05%以下、 S ： 0. 02%以下が許容できる。
さらに、 本発明の鋼板は、 上記した組成と、 焼戻マルテンサイ 卜、 残留オース テナイ 卜、 フェライ トおよび低温変態相からなる複合組織を有する鋼板である。 なお、 本発明における焼戻マルテンサイ 卜とは、 ラス状のマルテンサイ 卜を （A 変態点〜 Ac3変態点） の温度域に短時間加熱保持した際に生成する相を指す。 焼戻マルテンサイ トは、 焼戻前のラス状マルテンサイ 卜の形態を引継いだ微細 な内部構造を有する相である。 焼戻マルテンサイ トは、 焼戻しによって軟質化し ており十分な塑性変形能を有するため、 高張力鋼板の延性向上に有効な相である。 本発明の鋼板では、 このような焼戻マルテンサイ 卜相を、 体積率で 20%以上含有 する。 焼戻マルテンサイ ト量が 20%未満では、 顕著な延性向上効果が期待できな い。 このため、 複合組織中の焼戻マルテンサイ 卜量は 20%以上に限定した。 なお、 焼戻マルテンサイ ト量が、 80%を超えると、 鋼板の高強度化が困難となるため、 80%以下とするのが好ましい。
残留オーステナイ 卜は、 加工時にマルテンサイ 卜に歪誘起変態し、 局所的に加 えられた加工歪を広く分散させ、 鋼板の延性を向上する作用を有する。 本発明鋼 板では、 このような残留オーステナイ トを体積率で 2 %以上含有する。 残留ォ一 ステナイ 卜量が 2 %未満では、 顕著な延性の向上が期待できない。 このため、 残 留オーステナイ ト量は 2 %以上に限定した。 また、 残留オーステナィ ト量は、 好 ましくは 5 %以上である。 なお、 残留オーステナィ 卜量は多いほどよいが、 連続 溶融亜鉛めつきラインの熱履歴を経て製造される本発明鋼板では、 実際的には 10 %以下となる。
本発明の鋼板における複合組織では、 上記した焼戻マルテンサイ 卜と残留ォ一 ステナイ 卜以外は、 フヱライ 卜および低温変態相である。
フェライ トは、 鉄炭化物を含まない軟質な相であり、 高い変形能を有し、 鋼板 の延性を向上させる。 本発明鋼板では、 フェライ 卜を体積率で 30%以上含有する のが好ましい。 30%未満では延性の向上が少ない。 一方、 70 %を超えると鋼板の 高強度化が困難となるため、 70%以下とするのが好ましい。
一方、 本発明でいう低温変態相とは、 焼戻しされていないマルテンサイ 卜ある いはべィナイ 卜を指す。 これらの低温変態相は、 本発明の製造方法における二次 工程以降の冷却過程中に生成する。 マルテンサイ 卜、 ペイナイ 卜とも硬質相であ り、 鋼板強度を増加させる。 低温変態相量は、 本発明では特に限定しない。 鋼板 の強度に応じて適宜配分すればよい。 また、 強度の増加を十分図るためには、 低 温変態相は、 硬質なマルテンサイ トとするのが好適である。
軟質相であるフヱライ 卜と硬質相である低温変態相とが、 焼戻マルテンサイ ト、 残留オーステナイ 卜とともに複合組織を構成することにより、 軟質相から硬質相 までが混在する微細組織となつて、 鋼板の高延性化や低降伏比化が実現し鋼板の 成形性が著しく向上する。
本発明の高張力溶融亜鉛めつき鋼板は、 上記した組成および上記した複合組織 を有する鋼板の表層に、 溶融亜鉛めつき層、 または合金化溶融亜鉛めつき層が形 成されためっき鋼板である。 めっき層の目付量は、 使用部位による耐食性要求に より適宜決定すればよく、 とくに規定されない。 自動車の構造部品に使用される 鋼板では、 溶融亜鉛めつき層の厚さ （目付量） は 30〜60 g Zm 2 とするのが好ま しい。
次に、 本発明の高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法について説明する。
まず、 上記した組成を有する溶鋼を溶製し、 通常の公知の方法で銪造し、 通常 の公知の方法で熱間圧延、 あるいはさらに冷間圧延して、 鋼板とする。 また、 必 要に応じて、 酸洗あるいは焼鈍等の工程を加えることができる。
本発明では、 上記した組成を有する鋼板に、 一次熱処理後冷却しマルテンサイ 卜を含有する組織とする一次工程 （①） と、 ついで連続溶融亜鉛めつきラインに て二次熱処理を施し、 一次熱処理冷却で形成されたマルテンサイ 卜の焼戻しと、 冷却後に残留オーステナイ トおよび低温変態相を生成するための鋼板組織の一部 再オーステナイ ト化を図る二次工程 （②） とを施し、 しかるのち亜鉛めつき処理 する三次工程 （③） を施し、 延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板を得る。 ①一次工程
一次工程では、 鋼板に （Ac3変態点一 50°C) 以上の温度で少なくとも 5 sec 以 上保持する一次熱処理を施した後、 M s 点以下の温度まで liTC Zsec 以上の冷却 速度で急冷する。 この一次工程により、 鋼板中にラス状マルテンサイ 卜が 20% (体積率） 以上生成される。 本発明でいう焼戻マルテンサイ トを得るためには、 前組織としてラス状マルテンサイ トを含む組織とすることが必要である。
一次熱処理の加熱保持温度が （A c3変態点 - 50°C ) 未満、 あるいは保持時間が 5 sec 未満では、 加熱保持中に生成するオーステナイ ト量が少なく、 冷却後に得 られるラス状マルテンサイ 卜量が不足する。 また、 一次熱処理後の冷却速度が 10 °C /sec 未満では、 冷却後の鋼板組織をラス状マルテンサイ トを含む組織とする ことができない。 なお、 一次熱処理後の冷却速度の上限は、 鋼板の形状を良好に 保っためには 100 °C /sec 以下とするのが好ましい。 また、 保持時間は 5 sec 以 上 120sec以下とするのが好ましい。
なお、 めっき母板として、 最終熱間圧延が （A r3変態点一 50°C ) 以上の温度で 行われた熱延鋼板を使用する場合には、 この一次工程は、 最終圧延後の冷却を、 Ms 点以下の温度まで 10°C /sec 以上の冷却速度で急冷することにより、 この一 次工程の代わりとすることができる。 ただし、 冷却後の鋼板組織の均質化を図る ためには、 一次工程は熱間圧延後に独立した工程として行うのが好ましい。
②二次工程
二次工程では、 一次工程により 20%以上のラス状マルテンサイ 卜を生成させた 鋼板に、 さらに （A C l変態点〜 A c3変態点） の間の温度域で 5〜120sec間保持す る二次熱処理を施した後、 5 °C Zsec 以上の冷却速度で 500 °C以下の温度まで冷 却する。 この二次工程により、 一次工程により生成したラス状マルテンサイ トを 焼戻マルテンサイ 卜とするとともに、 最終的に残留オーステナイ 卜、 低温変態相 を生成させるための鋼板組織の一部再オーステナイ ト化を図る。 なお、 この二次 工程は、 焼鈍設備と溶融亜鉛めつき設備を兼ね備えた連続溶融亜鉛めつきライン で行うのが好ましい。
二次熱処理における加熱保持温度が A C l変態点未満では、 オーステナィ 卜が再 生成せず、 冷却後に残留オーステナイ 卜や低温変態相が得られない。 また、 保持 温度が A c3変態点を超えると、 焼戻マルテンサイ 卜の再オーステナイ ト化を招く。 また、 二次熱処理における加熱保持時間が 5 sec 未満ではオーステナイ 卜の再 生成が不十分であるため、 冷却後に十分な量の残留オーステナィ 卜が得られない。 また、 120secを超えると、 焼戻マルテンサイ 卜の再オーステナイ ト化が進行し、 必要量の焼戻マルテンサイ 卜を得ることが困難となる。
また、 二次熱処理後の 500 °Cまでの冷却速度が 5 °C Zsec 未満では、 冷却速度 が遅く二次熱処理で生成したオーステナィ 卜がフヱライ ト、 パ一ライ ト等に変態 し、 残留オーステナィ 卜や低温変態相とならない。 なお、 二次熱処理後の冷却速 度は 5 °C Zsec 以上 50°C /sec 以下とするのが好ましい。
なお、 この二次工程は、 焼鈍設備と溶融亜鉛めつき設備を兼ね備えた連続溶融 亜鉛めつきラインで行うのが好ましい。 連続溶融亜鉛めつきラインで行うことに より二次工程後直ちに三次工程に移行でき、 生産性が向上する。
③三次工程
三次工程では、 二次工程を施された鋼板に溶融亜鉛めつき処理を施し、 5 °C Z sec 以上の冷却速度で 300 °Cまで冷却する。 溶融亜鉛めつき処理は、 通常、 連続 溶融亜鉛めつきラインで行われている処理条件でよく、 特に限定する必要はない。 しかし、 極端な高温でのめっき処理は、 必要な残留オーステナイ 卜量の確保が困 難となる。 このため、 500 °C以下でのめっき処理とするのが好ましい。 また、 め つき後の冷却速度が極端に小さいときは、 残留オーステナィ 卜の確保が困難とな る。 このため、 めっき処理後から 300°Cまでの温度範囲における冷却速度は 5 °C /sec 以上に限定するのが好ましい。 なお、 好ましくは 50°C Zsec 以下である。 また、 めっき処理後、 必要に応じて目付量調整のためのワイビングを行ってもよ いのはいうまでもない。
また、 溶融亜鉛めつき処理後、 合金化処理を施してもよい。 合金化処理は、 溶 融亜鉛めつき処理後、 450 °C〜550 °Cの温度域まで再加熱し溶融亜鉛めつき皮膜 の合金化を行う。 合金化処理後は、 5 °C Zsec 以上の冷却速度で 300 °Cまで冷却 するのが好ましい。 高温での合金化は、 必要な残留オーステナイ 卜量の確保が困 難となり、 鋼板の延性が低下する。 このため、 合金化温度の上限は 550°Cに限定 するのが好ましい。 また、 合金化温度が 450 °C未満では、 合金化の進行が遅く生 産性が低下する。 また、 合金化処理後の冷却速度が極端に低い場合には、 必要な 残留オーステナィ 卜の確保が困難になる。 このため、 合金化処理後から 300°Cま での温度範囲における冷却速度を 5 °C Zsec 以上に限定するのが好ましい。
なお、 めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、 形状矯正、 表面粗度等 の調整のための調質圧延を加えてもよい。 また、 樹脂あるいは油脂コーティ ング、 各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。
本発明は、 焼鈍設備とめつき設備および合金化処理設備を連続した溶融亜鉛め つきラインにおいて鋼板の二次加熱と溶融亜鉛めつきおよび合金化処理を行うこ とを前提としているが、 各工程を独立した設備あるいは工程において実施するこ とも可能である。 実施例
〈実施例 1 >
表 1に示す組成の鋼を転炉で溶製し、 連続铸造法で铸片とした。 得られた銪片 を板厚 2. 6ππη まで熱間圧延し、 次いで酸洗したのち、 冷間圧延により板厚 1. 0mm の鋼板を得た。
次いで、 これら冷延鋼板に、 連続焼鈍ラインで、 表 2に示す一次工程条件で加 熱保持後冷却する一次工程を施した。 一次工程後、 組織調査を行い、 ラス状マル テンサイ ト量を測定した。 さらに、 一次工程済のこれら鋼板に、 連続溶融亜鉛め つきラインにて、 表 2に示す二次工程条件で、 加熱保持した後冷却する二次工程 を施したのち、 引続き溶融亜鉛めつき処理を施し、 一部については溶融亜鉛めつ き処理後に再加熱する溶融亜鉛めつき皮膜の合金化処理を行い、 冷却する三次ェ 程を施した。 得られた鋼板について、 ミクロ組織および機械的特性を調査し表 3 に小す。
溶融亜鉛めつき処理は、 浴温 475°Cのめつき槽に鋼板を浸漬して行い、 引き上 げて片面当たりの目付量が 50 g Zm 2 となるようにガスワイビングにより目付量 を調整した。 なお、 めっき皮膜の合金化処理を行う場合には、 ワイビング処理の 後、 10°C Zsec の加熱速度で 500°Cまで昇温し、 合金化処理した。 合金化処理時 の保持時間はめつき皮膜中の鉄含有率が 9〜： 11%となるように調整した。
鋼板のミクロ組織観察は、 鋼板断面を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡で 行った。 ミクロ組織中のラス状マルテンサイ 卜量および焼戻マルテンサイ 卜量は、 倍率 1000倍の断面組織写真を用いて、 画像解析により任意に設定した 100mm四方 の正方形領域内に存在する該当相の占有面積率を求め、 該当相の体積率とした。 また、 残留オーステナイ ト量は、 鋼板より採取した試片を板厚方向の中心面まで 研磨し、 板厚中心面での回折 X線強度測定により求めた。 入射 X線には ΜοΚ α線 を使用し、 試片中の残留オーステナイ ト相の U11 } 、 {200 } 、 {220 } 、
{311 } 各面の回折 X線強度比を求め、 これらの平均値を残留オーステナイ 卜の 体積率とした。
また、 機械的特性は、 鋼板から圧延直角方向に採取した JIS 5 号引張試験片を 用いて、 降伏強さ （降伏点） Υ Ρ、 引張強さ T S、 伸び E 1を測定した。
これらの結果を表 3に示す。
表 3から、 本発明例は、 引張強さ T Sが 590MPa以上、 伸び E 1が 30%以上、 か つ強度—伸びバランス （T S x E l ) が 21000MPa%以上と、 強度—伸びバランス に優れた高延性高張力溶融亜鉛めつき鋼板となっている。
一方、 本発明の範囲を外れる比較例では、 延性が十分でなく、 強度一伸びバラ ンスが低下している。 鋼板 No. 2は、 一次熱処理における加熱保持温度が低く、 冷却後に得られるラス 状マルテンサイ ト量が少なくなり、 めっき処理後の焼戻マルテンサイ 卜量および 残留オーステナイ 卜量が低下し、 強度—伸びバランスが低下している。 鋼板 No. 5 は、 一次熱処理での保持時間が短く、 冷却後に得られるラス状マルテンサイ 卜量 が少なくなり、 めっき処理後の焼戻マルテンサイ 卜量が低下し、 強度一伸びバラ ンスが低下している。 また、 鋼板 No. 6は、 二次熱処理の保持温度が高すぎたため、 めっき処理後の焼戻マルテンサイ 卜量が少なく、 強度一伸びバランスが低下して いる。 また、 鋼板 No. 7は、 二次熱処理の保持温度が低すぎたため、 めっき処理後 に残留オーステナイ 卜が生成せず、 強度一伸びバランスが低下している。 また、 鋼板 No. 8は、 二次熱処理での保持時間が短すぎたため、 めっき処理後に残留ォ一 ステナイ 卜量が少なくなり、 強度一伸びバランスが低下している。 また、 鋼板 No. 9 は逆に二次熱処理での保持時間が長すぎたため、 めっき処理後の焼戻マルテン サイ ト量が少なくなり、 強度—伸びバランスが低下している。 鋼板 No. 10 は、 二 次熱処理後の冷却速度が小さく、 また、 鋼板 No. 11 は合金化処理後 300°Cまでの 冷却速度が小さく、 めっき処理後の残留オーステナイ 卜量が少なくなり、 強度一 伸びバランスが低下している。 鋼板 No. 13 は、 一次熱処理後の冷却速度が小さく、 冷却後に得られるラス状マルテンサイ 卜量が少なくなり、 めっき処理後の焼戻マ ルテンサイ 卜量が少なく、 強度—伸びバランスが低下している。
鋼板 No. 18 〜20は、 鋼板の組成が本発明範囲を外れ、 焼戻マルテンサイ ト、 あ るいは残留オーステナイ 卜の生成量が少なくなり、 強度—伸びバランスが低下し している。 表
鋼 化学成分 (mass%)
No
C Mn Si Cr Mo B Ti Nb Ca
A 0.06 2.50 0.5 ― ― ― ― ― ―
B 0.08 2.00 0.7 ― 一 一 ― ― ―
C 0.15 1.5 1.5 ― ― ― 一 ― ―
D 0.08 1.5 0.7 0.4 ― ― ― ― ―
E 0.08 1.5 0.7 0.2
F 0.10 1.8 1.0 0.002 0.05
G 0.10 1.8 1.0 0.02 0.003
H 0.03 1.8 1.0
I 0.10 0.8 1.0
J 0.10 1.8 0.2
表 2
Figure imgf000019_0001
ラス M： ラス状マルテンサイ ト *)：加熱後 ~ 500°Cの冷却
**)：めっきまたは iM理後〜 300°cの冷却 ¾s
表 3
Figure imgf000020_0001
ネ） α : フェライ ト、 Μ : マルテンサイ YS ：降伏強さ. TS ：引張強さ
Β ： ベイナイ ト、 Ρ ： パーライ ト Ε 1 ：全伸び、 T S X Ε 1 ：強度- 伸びバランス
く実施例 2 >
表 1に示す組成の鋼 Bを転炉で溶製し、 連続铸造法にて铸片とした。 得られた 铸片に板厚 2. 3謹 まで熱間圧延する熱延工程と、 熱間圧延後、 直ちに表 4に示す 条件で急冷し、 コイル状に巻き取る熱延鋼板組織調整工程とを施した。 この熱延 鋼板組織調整工程を、 本発明の製造方法における一次工程の代替とした。 熱延鋼 板組織調整工程後、 鋼板のミクロ組織調査を行い、 ラス状マルテンサイ 卜の量を 測定した。
次いで、 この熱延鋼板に、 連続溶融亜鉛めつきラインにて、 表 4に示す二次ェ 程条件で、 加熱保持した後冷却する二次工程を施した後、 引続き溶融亜鉛めつき 処理を施し、 さらに溶融亜鉛めつき皮膜の合金化処理を行い、 次いで冷却する三 次工程を施した。
溶融亜鉛めつき処理は、 実施例 1と同様に行った。 得られた鋼板について、 実 施例 1と同様にミクロ組織および機械的特性を調査し表 5に示す。
表 5から、 本発明例の溶融亜鉛めつき鋼板は、 590MPa以上の引張強さ T Sを有 し、 強度一伸びバランス （T S X E 1 ) が 23000MPa%以上であり、 延性に優れた 高張力溶融亜鉛めつき鋼板となっている。
表 4
Figure imgf000022_0001
ラス M： ラス状マルテンサイ ト *)：加熱後〜 500°Cの冷却速度
**)：めっきあるいは合金化処理後〜 300 の冷却速度
o
表 5
Figure imgf000023_0002
り a ： フェライ ト 降伏強さ
M： マルテンサイ 引張強さ
Figure imgf000023_0001
全伸び
T S E 1 ：強度—伸びバランス
SS1
産業上の利用可能性
本発明によれば、 かかる高張力溶融亜鉛めつき鋼板は非常に優れた延性を有し、 自動車部品に代表される成形品素材として実に好適な高張力溶融亜鉛めつき鋼板 が、 安価にしかも安定して製造でき、 産業上格段の効果を奏する。

Claims

請 求 の 範 囲
1 . 鋼板表層に溶融亜鉛めつき層または合金化溶融亜鉛めつき層を有する溶融 亜鉛めつき鋼板であって、
前記鋼板が、 質量％で、
C ： 0. 05〜0. 20%、 Si： 0. 3 〜1. 8 %、
Mn： 1. 0 〜3. 0 %
を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成と、 焼戻マルテンサイ 卜、 残 留オーステナイ ト、 フェライ 卜および低温変態相からなる複合組織を有し、 かつ 前記焼戻マルテンサイ トを体積率で 20%以上、 前記残留オーステナイ トを体積率 で 2 %以上含むことを特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板。
2 . 前記組成に加え、 さらに、 下記 （a ) 〜 （d ) 群のうちから選ばれた 1群 または 2群以上を含有することを特徴とする請求の範囲第 1項に記載の延性に優 れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板。
記
( a群） ： Cr、 Moのうちの 1種または 2種を合計で、 0. 05〜： L. 0 質量％、 ( b群） ： B ： 0. 003 質量％以下、
( c群） ： Ti、 Nb、 Vのうちから選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0. 01 〜0. 1 質量％、
( d群） ： Ca、 REM のうちから選ばれた 1種または 2種を合計で、 0. 01質量％ 以下
3 . 質量％で、
C ： 0. 05〜0. 20%、 Si： 0. 3 〜1. 8 %、
Mn： 1. 0 〜3. 0 %
を含み、 残部 Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、 （Ac3変態 点— 50°C) 以上の温度で、 5 sec 以上保持する一次熱処理を施した後、 10°CZse c以上の冷却速度で Ms 点以下の温度まで冷却する一次工程と、 ついで、 （Ad 変態点〜 Ac3変態点） の間の温度域で 5〜120sec間保持する二次熱処理を施した 後、 5°CZsec 以上の冷却速度で 500 °C以下の温度まで冷却する二次工程と、 つ いで溶融亜鉛めつき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めつき皮膜を形成したの ち、 5°C/sec 以上の冷却速度で 300 °Cまで冷却する三次工程とを順次施すこと を特徴とする延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
4. 前記三次工程が、 溶融亜鉛めつき処理を施し前記鋼板表面に溶融亜鉛めつ き皮膜を形成したのち、 450 °C〜550 °Cの温度域まで再加熱して溶融亜鉛めつき 皮膜の合金化処理を施し、 該合金化処理後に S^Zsec 以上の冷却速度で 300 °C まで冷却する工程であることを特徴とする請求の範囲第 3項に記載の延性に優れ る高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
5. 前記組成に加え、 さらに、 下記 （a) 〜 （d) 群のうちから選ばれた 1群 または 2群以上を含有することを特徴とする請求の範囲第 3項または第 4項に記 載の延性に優れる高張力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
記
(a群） ： C]：、 Moのうちの 1種または 2種を合計で、 0.05〜： 1.0 質量％、 (b群） ： B ： 0.003 質量％以下、
(c群） ： Ti、 Nb、 Vのうちから選ばれた 1種または 2種以上を合計で、 0.01 〜0.1 質量％、
(d群） ： Ca、 REM のうちから選ばれた 1種または 2種を合計で、 0.01質量％ 以下
6. 前記鋼板を、 最終熱間圧延が （Ar3変態点 - 50°C) 以上の温度で行われた 熱延鋼板とし、 前記一次工程に代えて、 最終熱間圧延後の冷却を Ms 点以下の温 度まで 10°C Zsec 以上の冷却速度で急冷する熱延鋼板組織調整工程とすることを 特徴とする請求の範囲第 3項ないし第 5項のいずれかに記載の延性に優れる高張 力溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
PCT/JP2000/002547 1999-04-21 2000-04-19 Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant WO2000065119A1 (fr)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
AU39874/00A AU3987400A (en) 1999-04-21 2000-04-19 High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
DE60025711T DE60025711T2 (de) 1999-04-21 2000-04-19 Hochfeste heisstauchzinkbeschichtete stahlplatte mit hervorragenden duktilitätseigenschaften und verfahren zu deren herstellung
US09/720,139 US6423426B1 (en) 1999-04-21 2000-04-19 High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof
CA002334672A CA2334672C (en) 1999-04-21 2000-04-19 High-strength galvanized steel sheet having excellent ductility and manufacturing method thereof
EP00919136A EP1096029B1 (en) 1999-04-21 2000-04-19 High tensile hot-dip zinc-coated steel plate excellent in ductility and method for production thereof

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP11328899 1999-04-21
JP11/113288 1999-04-21

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2000065119A1 true WO2000065119A1 (fr) 2000-11-02

Family

ID=14608392

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2000/002547 WO2000065119A1 (fr) 1999-04-21 2000-04-19 Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant

Country Status (7)

Country Link
US (1) US6423426B1 (ja)
EP (1) EP1096029B1 (ja)
KR (1) KR100638543B1 (ja)
AU (1) AU3987400A (ja)
CA (1) CA2334672C (ja)
DE (1) DE60025711T2 (ja)
WO (1) WO2000065119A1 (ja)

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US7090731B2 (en) * 2001-01-31 2006-08-15 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
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
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
EP1288322A1 (en) 2001-08-29 2003-03-05 Sidmar N.V. An ultra high strength steel composition, the process of production of an ultra high strength steel product and the product obtained
FR2830260B1 (fr) 2001-10-03 2007-02-23 Kobe Steel Ltd Tole d'acier a double phase a excellente formabilite de bords par etirage et procede de fabrication de celle-ci
CN1306047C (zh) * 2002-03-18 2007-03-21 杰富意钢铁株式会社 延展性和耐疲劳特性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法
FR2847271B1 (fr) * 2002-11-19 2004-12-24 Usinor Procede pour fabriquer une tole en acier resistant a l'abrasion et tole obtenue
EP1431406A1 (en) 2002-12-20 2004-06-23 Sidmar N.V. A steel composition for the production of cold rolled multiphase steel products
US20070228729A1 (en) * 2003-03-06 2007-10-04 Grimmett Harold M Tubular goods with threaded integral joint connections
US7314532B2 (en) * 2003-03-26 2008-01-01 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) High-strength forged parts having high reduction of area and method for producing same
US7169239B2 (en) * 2003-05-16 2007-01-30 Lone Star Steel Company, L.P. Solid expandable tubular members formed from very low carbon steel and method
CA2552963C (en) * 2004-01-14 2010-11-16 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and method of production of same
DE102004007071B4 (de) * 2004-02-13 2006-01-05 Audi Ag Verfahren zur Herstellung eines Bauteils durch Umformen einer Platine und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens
JP4510488B2 (ja) * 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
US8337643B2 (en) 2004-11-24 2012-12-25 Nucor Corporation Hot rolled dual phase steel sheet
US7959747B2 (en) * 2004-11-24 2011-06-14 Nucor Corporation Method of making cold rolled dual phase steel sheet
US7442268B2 (en) * 2004-11-24 2008-10-28 Nucor Corporation Method of manufacturing cold rolled dual-phase steel sheet
JP3816937B1 (ja) * 2005-03-31 2006-08-30 株式会社神戸製鋼所 熱間成形品用鋼板およびその製造方法並びに熱間成形品
DE102006001198A1 (de) * 2006-01-10 2007-07-12 Sms Demag Ag Verfahren und Vorrichtung zur Einstellung gezielter Eigenschaftskombinationen bei Mehrphasenstählen
DE102006019567B3 (de) * 2006-04-27 2007-11-08 Daimlerchrysler Ag Verfahren zum Herstellen umgeformter Stahlbauteile
CN101460647B (zh) * 2006-07-14 2015-05-20 株式会社神户制钢所 高强度钢板及其制造方法
US11155902B2 (en) 2006-09-27 2021-10-26 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US7608155B2 (en) * 2006-09-27 2009-10-27 Nucor Corporation High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same
US20080178972A1 (en) * 2006-10-18 2008-07-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) High strength steel sheet and method for producing the same
DE102006054300A1 (de) * 2006-11-14 2008-05-15 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höherfester Dualphasenstahl mit ausgezeichneten Umformeigenschaften
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
MX2010003835A (es) * 2007-10-10 2010-05-13 Nucor Corp Acero estructurado metalografico complejo y metodo para manufacturarlo.
WO2009054539A1 (ja) * 2007-10-25 2009-04-30 Jfe Steel Corporation 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
DE102007058222A1 (de) * 2007-12-03 2009-06-04 Salzgitter Flachstahl Gmbh Stahl für hochfeste Bauteile aus Bändern, Blechen oder Rohren mit ausgezeichneter Umformbarkeit und besonderer Eignung für Hochtemperatur-Beschichtungsverfahren
JP5369663B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-18 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN102015155B (zh) * 2008-03-19 2013-11-27 纽科尔公司 使用铸辊定位的带材铸造设备
US20090236068A1 (en) 2008-03-19 2009-09-24 Nucor Corporation Strip casting apparatus for rapid set and change of casting rolls
US20090288798A1 (en) * 2008-05-23 2009-11-26 Nucor Corporation Method and apparatus for controlling temperature of thin cast strip
JP4737319B2 (ja) 2009-06-17 2011-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐疲労特性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
DE102009053368A1 (de) * 2009-11-14 2011-05-19 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Verfahren und Fertigungsanlage zum Herstellen eines Blechformteils mit einer Korrosionsschutzbeschichtung
JP2011218436A (ja) * 2010-04-14 2011-11-04 Honda Motor Co Ltd 熱間プレス成形方法
JP4893844B2 (ja) * 2010-04-16 2012-03-07 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性および耐衝撃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
JP5765116B2 (ja) * 2010-09-29 2015-08-19 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および伸びフランジ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
CN102952994B (zh) * 2011-08-25 2015-08-26 宝山钢铁股份有限公司 耐火抗震建筑用钢及其生产方法
DE102013010946B3 (de) * 2013-06-28 2014-12-31 Daimler Ag Verfahren und Anlage zum Herstellen eines pressgehärteten Stahlblechbauteils
CN107002198B (zh) * 2014-12-12 2019-05-28 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
EP3444372B1 (en) 2016-04-14 2020-12-02 JFE Steel Corporation High strength steel sheet and manufacturing method therefor
CN109414904B (zh) 2016-05-10 2022-10-28 美国钢铁公司 高强度钢产品和用于制造其的退火过程
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
MX2020010210A (es) * 2018-03-30 2020-11-09 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
WO2019188640A1 (ja) 2018-03-30 2019-10-03 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN111455142B (zh) * 2020-03-30 2021-09-07 常熟市精灵标准件有限公司 一种自锁螺母的热处理方法
CN114107794B (zh) * 2020-08-31 2023-08-11 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级超低碳马氏体加残奥型超高扩孔钢及其制造方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02175817A (ja) * 1988-12-28 1990-07-09 Kawasaki Steel Corp 複合組織を有する加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
EP0585843A2 (en) * 1992-08-28 1994-03-09 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha High-formability steel plate with a great potential for strength enhancement by high-density energy treatment
JPH06145892A (ja) * 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板
US5332453A (en) * 1992-03-06 1994-07-26 Kawasaki Steel Corporation High tensile steel sheet having excellent stretch flanging formability
JPH09263883A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS6240405A (ja) 1985-08-19 1987-02-21 Fujikura Ltd パワ−伝送用ライトガイドの入射端部構造
JPH0693340A (ja) 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
JPH06108152A (ja) 1992-09-30 1994-04-19 Kobe Steel Ltd 曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US6312536B1 (en) * 1999-05-28 2001-11-06 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH02175817A (ja) * 1988-12-28 1990-07-09 Kawasaki Steel Corp 複合組織を有する加工性に優れた熱延高張力鋼板の製造方法
US5332453A (en) * 1992-03-06 1994-07-26 Kawasaki Steel Corporation High tensile steel sheet having excellent stretch flanging formability
US5382302A (en) * 1992-03-06 1995-01-17 Kawasaki Steel Corporation Method of producing a high tensile steel sheet having excellent stretch flanging formability
EP0585843A2 (en) * 1992-08-28 1994-03-09 Toyota Jidosha Kabushiki Kaisha High-formability steel plate with a great potential for strength enhancement by high-density energy treatment
JPH06145892A (ja) * 1992-11-02 1994-05-27 Nippon Steel Corp プレス成形性の良好な高強度鋼板
JPH09263883A (ja) * 1996-03-28 1997-10-07 Kobe Steel Ltd 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP1096029B1 (en) 2006-01-25
US6423426B1 (en) 2002-07-23
CA2334672C (en) 2009-09-22
AU3987400A (en) 2000-11-10
DE60025711T2 (de) 2006-09-14
EP1096029A4 (en) 2004-09-15
KR100638543B1 (ko) 2006-10-26
EP1096029A1 (en) 2001-05-02
CA2334672A1 (en) 2000-11-02
KR20010043874A (ko) 2001-05-25
DE60025711D1 (de) 2006-04-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
WO2000065119A1 (fr) Tole d'acier recouverte de zinc par immersion a chaud, a haute resistance ayant une excellente ductilite, et procede de production correspondant
KR101528080B1 (ko) 성형성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR101399741B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP3587116B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101218448B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP3840864B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN110291217B (zh) 高强度钢板及其制造方法
KR100608555B1 (ko) 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법
JP2003221623A (ja) 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5256690B2 (ja) 加工性および耐衝撃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
JP3587126B2 (ja) 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2003013177A (ja) プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3820868B2 (ja) 延性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4314842B2 (ja) 強度−伸びバランスおよび疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5256689B2 (ja) 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
CN113316656A (zh) 高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
JP3539546B2 (ja) 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3624772B2 (ja) 延性に優れる低降伏比高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3587115B2 (ja) 成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP3972551B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3912181B2 (ja) 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP4826694B2 (ja) 薄鋼板の耐疲労特性改善方法
JP3587114B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2005206920A (ja) 伸びフランジ性に優れた複合組織型低降伏比高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法
JP2005206919A (ja) 延性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき熱延鋼板及びその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AU CA CN KR US

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AT BE CH CY DE DK ES FI FR GB GR IE IT LU MC NL PT SE

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 1020007013364

Country of ref document: KR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2334672

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2000919136

Country of ref document: EP

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 09720139

Country of ref document: US

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2000919136

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020007013364

Country of ref document: KR

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 2000919136

Country of ref document: EP

WWG Wipo information: grant in national office

Ref document number: 1020007013364

Country of ref document: KR