WO2005031024A1 - 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法 - Google Patents

溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2005031024A1
WO2005031024A1 PCT/JP2004/014790 JP2004014790W WO2005031024A1 WO 2005031024 A1 WO2005031024 A1 WO 2005031024A1 JP 2004014790 W JP2004014790 W JP 2004014790W WO 2005031024 A1 WO2005031024 A1 WO 2005031024A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
hot
steel sheet
temperature
strength
ductility
Prior art date
Application number
PCT/JP2004/014790
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Naoki Yoshinaga
Shunji Hiwatashi
Yasuharu Sakuma
Atsushi Itami
Original Assignee
Nippon 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
Priority claimed from JP2003341152A external-priority patent/JP4486334B2/ja
Priority claimed from JP2003341456A external-priority patent/JP4486336B2/ja
Priority to KR1020087006893A priority Critical patent/KR101094594B1/ko
Priority to KR1020117002475A priority patent/KR101165166B1/ko
Priority to BRPI0414674A priority patent/BRPI0414674B1/pt
Priority to CN2004800285566A priority patent/CN1860249B/zh
Application filed by Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
Priority to KR1020117002483A priority patent/KR101165168B1/ko
Priority to CA2540762A priority patent/CA2540762C/en
Priority to MXPA06003566A priority patent/MXPA06003566A/es
Priority to EP04773654A priority patent/EP1681363B1/en
Priority to US10/574,053 priority patent/US8084143B2/en
Publication of WO2005031024A1 publication Critical patent/WO2005031024A1/ja
Priority to US13/134,294 priority patent/US8747577B2/en

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
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • 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
    • 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
    • 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
    • C21D8/0405—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 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
    • 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
    • C22C38/04—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
    • 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
    • C23C2/26—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
    • 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 having a high yield ratio and excellent weldability and ductility, which is suitable for automobiles, building materials, bright home appliances, etc., and a hot-dip galvanizing process for the thin steel sheet.
  • the present invention relates to a thin steel sheet and a method of manufacturing an alloyed hot-dip galvanized thin steel sheet.
  • the most important steel plate for the body frame is spot weldability.
  • the body frame member plays a role in protecting the occupants by absorbing the impact in the event of a collision. If the strength of the spot weld is not sufficient, it will break at the time of collision, and it will not be possible to obtain sufficient collision energy absorption performance.
  • the workability of the steel sheet is important.
  • hole expandability see “CAMP—ISIJ vol. 13 (20000) p395” to improve hole expandability by using the main phase as bainite, and further expand the overhang.
  • formability it is disclosed that by forming residual austenite in the second phase, it exhibits the same overhang property as the existing residual austenitic steel.
  • the above-mentioned literature discloses that the main phase is made of ferrite and the second phase is made of martensite, and that when the difference in hardness between the two is reduced, the hole expansion rate is improved. Further, an example of a steel sheet having excellent hole expandability and ductility is disclosed in Japanese Patent Publication No. 2001-36643.
  • the strength of the welded part is rather reduced when using a high-strength steel sheet, or the welded part strength is significantly reduced or fluctuated when welding is performed with a welding current that is in the area where scattering occurs.
  • the problem was that this was a hindrance to the expansion of the high strength steel sheet market.
  • An object of the present invention is to provide a thin steel sheet having a maximum tensile strength of 78 OMPa or more, a high yield ratio, and having both ductility and weldability that can be applied to a frame part of an automobile body. .
  • the present inventors have conducted various studies to provide the above steel sheet, and as a result, focused on the relationship between the component range of Si and the specific element.
  • the total addition amount is within an appropriate range by a relational expression that balances the respective elements with each other.
  • a higher yield ratio is advantageous from the viewpoint of collision absorption energy.However, if the yield ratio is too high, the shape freezing property at the time of press forming becomes poor, so the yield ratio is 0.9. It is important that there be no more than two.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the yield ratio is 0.68 or more and less than 0.92, and the X-ray intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane parallel to the sheet surface in the 1 / 8th layer of the steel sheet is 1.0 or more.
  • the yield ratio is 0.64 or more and less than 0.90, and the X-ray intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane parallel to the sheet surface in the 1 / 8th layer of the steel sheet is less than 1.0.
  • the weldability according to (1) or (2) High yield ratio high strength cold rolled steel sheet with excellent ductility.
  • a hot-rolled steel sheet consisting of the chemical components described in (3) is hot-dip galvanized and then alloyed, and has a high yield ratio and high strength with excellent weldability and ductility. Alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • a cold-rolled steel sheet consisting of the chemical composition described in (4) is hot-dip galvanized and then alloyed to form a high-yield-ratio high-strength alloy with excellent weldability and ductility. Hot-dip galvanized steel sheet.
  • the ⁇ slab consisting of chemical components described in (9) (3), directly or - heated ⁇ after cooling to 1 1 6 0 ° or more C, to complete the hot rolling in A r 3 transformation temperature or higher, the heat Cooling at an average cooling rate of 25 to 70 ° C / s from the end of hot rolling to 65 ° C and winding at a temperature of 700 ° C or less.
  • a structural slab composed of the chemical components described in (4) is heated directly or once to a temperature of 116 ° C or more after cooling, and hot rolling is completed at an Ar 3 transformation temperature or more. From the end of cold rolling to cooling to 65 ° C at an average cooling rate of 25 to 70 ° C / s, winding at a temperature of 75 ° C or less, pickling, and reduction of 30 to 80% When passing through a continuous annealing line, the average heating rate up to 700 ° C is 10 to 30 ° C / s, and the maximum heating temperature is 750 ° C.
  • the structure slab comprising the chemical components described in (7) is heated directly or more and then cooled to 116 ° C. or higher after completion of hot rolling at a temperature higher than the Ar 3 transformation temperature, and From the end of hot rolling, cool to 65 ° C at an average cooling rate of 25 to 70 ° C / s, wind at a temperature of 75 ° C or less, pickle, and reduce the rolling rate to 30 to 80 ° C. %
  • the average heating rate up to 700 ° C is 10 to 30 ° C / s
  • the maximum heating temperature is 750 ° C.
  • C is an element effective for increasing the strength, it is necessary to add more than 0.030%. On the other hand, if it exceeds 0.10%, the weldability deteriorates, and when it is applied to automotive body frame parts, the joint strength and fatigue strength In some cases, a problem may arise from the viewpoint of.
  • the upper limit is 0.10%. 0.035 to 0.09% is a more preferable range.
  • S i is important in the present invention. That is, S i is 0.30 to 0.80 ° /. Must be. Si is widely known as an element that improves ductility. On the other hand, little is known about the effect of Si on the yield ratio and weldability, and the above-mentioned range of the amount of Si is the range obtained as a result of intensive studies by the present inventors.
  • the effect of setting the Si amount within this range that is, an unprecedented steel sheet having both a predetermined yield ratio, ductility, and weldability, has a predetermined M ⁇ amount described below and Ti, Nb, M o. , B is realized only by coexistence with each amount.
  • Si 0.3% or more of Si is added in order to secure good ductility and yield ratio. Si also suppresses the formation of relatively coarse carbides and improves hole expandability.
  • the upper limit is 0.80%. 0.65% is a more preferable upper limit.
  • Mn suppresses the ferrite transformation and does not function to form a homogeneous structure by changing the main phase to bainite or binary ferrite. In addition, it functions to suppress carbide precipitation and pearlite formation, which are one of the causes of the decrease in strength and hole expandability. Mn is also effective in increasing the yield ratio.
  • P is a strengthening element, but an excessive addition degrades hole expandability and bendability, and furthermore, the joint strength and fatigue strength of the welded portion, so the upper limit is made 0.02%. On the other hand, extremely low P is economically disadvantageous, so the lower limit is 0.001%. A range of 0.03 to 0.014% is a more preferable range.
  • the lower limit is 0.001%.
  • the upper limit is made 0.06%. More preferably, the upper limit is 0.003%.
  • a 1 is effective as a deoxidizing element, but when added in excess, it forms coarse A 1 -based inclusions, for example, alumina clusters, deteriorating bendability and hole expanding properties. Therefore, the upper limit is set at 0.060%.
  • the lower limit is not particularly limited, but deoxidation is performed by A 1, and Since it is difficult to reduce the Al amount to 0.003% or less, 0.003% is a practical lower limit. This does not apply when deoxidation is performed with an element other than A1 or when an element other than A1 is used in combination.
  • N is useful for increasing the strength and imparting BH properties (seizure hardenability). However, if added too much, it forms a coarse compound, deteriorating the bendability and the hole expandability. 0 0 7 0% is the upper limit.
  • the lower limit is made 0.001%.
  • 0.010 to 0.040% is a more preferable range.
  • the upper limit is set at 3.7.
  • a more preferred range is 1.514 XT i (%) + 20 X Nb (%) + 3 XMo (%) + 300 X B (%) ⁇ 2.8.
  • the yield ratio of the steel sheet obtained by the present invention is 0.68 or more and less than 0.92 for a hot-rolled steel sheet, and 0.64 or more and less than 0.90 for a cold-rolled steel sheet. If it is less than 0.68 for hot-rolled steel sheets or less than 0.64 for cold-rolled steel sheets, sufficient collision safety may not be ensured.
  • the ratio is more preferably 0.68 to 0.88, and still more preferably 0.74 to 0.86.
  • the yield ratio is evaluated using a JIS No. 5 tensile test piece whose tensile direction is the direction perpendicular to the rolling direction.
  • the X-ray intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane parallel to the plate surface in the ⁇ layer thickness is 1.0 or more. This may improve the drawability in the direction of 45 ° with respect to the rolling direction. Further, in the hot-rolled steel sheet of the present invention, it is necessary to perform lubrication rolling or the like in order to make the X-ray intensity ratio less than 1.0, which results in high cost.
  • the X-ray intensity ratio is preferably 1.3 or more.
  • the X-ray intensity ratio of the ⁇ 110 ⁇ plane parallel to the sheet surface in the 1Z8 layer is less than 1.0. If the X-ray intensity ratio is 1.0 or more, the formability may deteriorate. Further, in the cold-rolled steel sheet of the present invention, it is necessary to perform special rolling or annealing to make the X-ray intensity ratio equal to or more than 1.0, which results in high cost.
  • the X-ray intensity ratio is preferably less than 0.8.
  • the plane intensity ratio is a value obtained by standardizing the ⁇ 110 ⁇ plane X-ray intensity of the steel sheet of the present invention by the ⁇ 110 ⁇ plane X-ray intensity of a standard sample (random orientation sample).
  • the thickness of 1 to 8 layers refers to the surface with 1 to 8 thicknesses from the thickness side to the center side when the total thickness is 1. Since it is difficult to accurately cut out one eight layers during sample preparation, the thickness of the layer is 3 3 2 to 5 3 2 The range of the layer is defined as 1 Z 8 layers.
  • the spot weldability of the steel sheet obtained by the present invention can be compared with the tensile load (CTS) by a cross-shaped tensile test when welding is performed with the welding current immediately before the occurrence of scattering.
  • CTS tensile load
  • the welding current value in the area where splattering occurs is the current value just before splattering occurs (
  • CE CE plus 1.5 kA.
  • the minimum value of CTS is 10 when welding is performed 10 times with CE as the welding current, and when the test is performed 10 times with welding current (CE + 1.5) kA
  • the minimum value of 3 shall be 0.7 or more.
  • the minimum value is preferably 0.8 or more, more preferably 0.9 or more.
  • the CTS is evaluated in accordance with the method of JIS Z3137.
  • Cr is effective in increasing the strength and also improves the bendability and hole expandability through the suppression of carbide formation and the formation of bainite and vanity ferrite.
  • Cr is an element that has a small deterioration in weldability in spite of its effect on increasing strength, so it is added as necessary.
  • the lower limit is set to 0.01%, while the addition of more than 1.5% results in poor workability and Since the plating property is adversely affected, the upper limit is 1.5%. Preferably, it is 0.2 to 0.8%.
  • the steel sheet of the present invention may contain Cu and / or Ni for the purpose of improving the plating property without adversely affecting the strength-hole spreadability balance.
  • Ni has the purpose of improving hardenability in addition to improving the plating property, and is added in an amount of 0.01% or more.
  • the addition exceeds 2.0%, it contributes to the increase in alloy cost and workability, particularly to the increase in hardness due to the formation of martensite, which has an adverse effect, so the upper limit is 2.0%.
  • Cu is added in an amount of not less than 0.001% for the purpose of improving the strength in addition to improving the plating property.
  • the addition exceeds 2.0%, the addition properties and the recyclability are adversely affected. Therefore, in the steel sheet of the present invention having an upper limit of 2.0%, since Si is contained, N It is desirable that i be 0.2% or more, and no or Cu is 0.1% or more from the viewpoint of plating property and alloying reactivity.
  • the steel sheet of the present invention may further contain one or two of Co and W.
  • Co is added in an amount of 0.01% or more in order to maintain a good balance of strength-to-hole expandability (and bendability) by controlling bainite transformation.
  • Co is an expensive element, and addition of a large amount impairs economic efficiency. Therefore, the addition of 1% or less is desirable.
  • W has a lower limit of 0.01 because the strengthening effect appears at 0.01% or more. %. On the other hand, if the addition exceeds 0.3%, the workability is adversely affected, so the upper limit is 0.3%.
  • the steel sheet of the present invention may further include one or more of Zr, Hf, Ta, and V, which are strong carbide-forming elements, for the purpose of further improving the balance between strength and hole expandability. May be contained in a total amount of 0.001% or more. On the other hand, addition of a large amount of the above-mentioned elements causes deterioration of ductility and hot workability. Therefore, the upper limit of the total amount of one or more elements is set to 1%.
  • Ca, Mg, La, Y, and Ce contribute to inclusion control by addition of an appropriate amount, particularly to fine dispersion, so one or more of these elements are added in total. Add at least 0.001% by volume. On the other hand, excessive addition of these elements lowers the productivity such as formability and hot workability and the ductility of steel sheet products, so the upper limit is 0.5%.
  • REMs other than La, Y, and Ce also contribute to inclusion control, particularly to fine dispersion by adding an appropriate amount. Therefore, 0.001% or more is added as necessary.
  • excessive addition of the above-mentioned REM not only increases costs, but also lowers productivity such as formability and hot workability and ductility of steel sheet products, so the upper limit is 0.5%.
  • Inevitable impurities include, for example, Sn and Sb. However, even if these elements are contained in a total amount of 0.2% or less, the effect of the present invention is not impaired.
  • O is not particularly limited, but containing an appropriate amount has an effect of improving bendability and hole expandability. On the other hand, if the content is too large, on the contrary, these properties deteriorate, so the O content is preferably from 0.0005 to 0.004%.
  • the microstructure of the steel sheet is not particularly limited, but in order to obtain a high yield ratio and good ductility, veneite or bainite ferrite is suitable as the main phase, and the area ratio is 3%. 0% or more.
  • the payite here is the upper part where carbides are generated at the lath boundary. Includes both bainite and lower bainite where fine carbides are formed in the lath.
  • the vanity ferrite means a carbide-free bainite, and for example, ascidula ferrite is one example.
  • the graphite is soft and reduces the yield ratio of the steel sheet.
  • Ferrite with high dislocation density such as unrecrystallized ferrite, is not limited to this.
  • T S X E 1 assuming a high-strength steel sheet having a tensile strength of 780 MPa or more, is preferably T S X E 1 ⁇ 330 in order to exhibit excellent ductility. If it is less than 330, ductility cannot be ensured in many cases, and strength and ductility balance are lacking.
  • YRXTSXE 1 1/2 is based on a high-strength steel sheet with a tensile strength of 780 MPa or more, and to exhibit a high yield ratio and excellent ductility, YR XTSXE l 1/2 ⁇ 2 3 20 or more is desirable. twenty three If it is less than 20, the yield ratio or ductility cannot be secured in many cases, and the balance is lacking.
  • the adjustment of the steel composition may be performed by an electric furnace or the like in addition to the normal blast furnace-first converter method.
  • the fabrication method is not particularly limited, either, and the fabrication slab may be manufactured using a normal continuous fabrication method, the ingot method, or a thin slab fabrication.
  • the slab may be cooled and reheated before hot rolling, or hot rolling may be performed directly without cooling.
  • the heating temperature is lower than 1160 ° C, the lower limit is set to 1160 ° C, because the product's flexibility and hole-expandability deteriorate due to the effects of biased prayers and the like. It is preferably at least 1200 ° C, more preferably at least 230 ° C.
  • the final finishing temperature of hot rolling shall be higher than the Ar 3 transformation temperature. If this temperature is lower than the Ar 3 transformation temperature, ferrite grains extending in the rolling direction are formed in the hot-rolled sheet, and ductility and bendability deteriorate.
  • the average cooling rate is 25 to 70 ° C / s. If it is less than 25 ° C / s, it is difficult to obtain a high yield ratio, and if it exceeds 70 ° C / s, ductility may be deteriorated. 35 to 50 ° C / s is a more preferable range.
  • the winding temperature is preferably at most 600 ° C, more preferably at least 600 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly defined, but it is difficult to keep the temperature below room temperature. In consideration of ensuring ductility, the temperature is more preferably 400 ° C. or higher.
  • the rough-rolled pars may be joined to each other to continuously perform the hot rolling. At this time, the rough rolling par may be once wound up.
  • the steel sheet After pickling the hot-rolled steel sheet manufactured in this way, the steel sheet may be subjected to a skin pass as necessary.
  • the rolling reduction may be up to 4.0% for shape correction, improvement of aging resistance at room temperature, strength adjustment and the like.
  • the upper limit is 4.0%.
  • the lower limit is 0.1%.
  • the skin pass may be done in-line or off-line. Further, the skin pass with the target reduction rate may be performed at once, or may be performed in several times.
  • the maximum heating temperature should be 500 ° C or more and 95 ° C or less. . If the temperature is less than 500 ° C., the temperature of the steel sheet becomes 400 ° C. when the steel sheet is charged into the plating bath. As a result, the plating bath temperature decreases, and the productivity decreases.
  • the temperature exceeds 950 ° C., the fracture of the sheet and the deterioration of the surface properties are induced.
  • a range of more than 600 ° C and less than 900 ° C is a more preferable range.
  • the zinc-coated layer is heated to a temperature of 480 ° C. or more to react with iron to form a Zn—Fe alloy layer. If this temperature is lower than 480 ° C, the alloying reaction does not proceed sufficiently, so the lower limit is set at 480 ° C.
  • the upper limit is preferably set to less than 600 ° C.
  • a skim with a rolling reduction of -0.1% or more is applied to correct the shape, improve the aging resistance at room temperature, and adjust the strength. If it is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained.
  • skin pass up to a rolling reduction of 5% is performed as necessary. The skin pass may be performed either inline or offline, or may be performed in a plurality of times.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention has excellent weldability, and as described above, exhibits particularly excellent properties for spot welding, as well as commonly used welding methods such as arc, TIG, MIG, Suitable for welding methods such as mash and laser.
  • the hot-rolled steel sheet of the present invention is also suitable for hot pressing. That is, the steel sheet After heating to a temperature of 900 ° C. or more, press molding and quenching can provide a molded product having a high yield ratio. This molded product is also excellent in subsequent weldability. Further, the hot-rolled steel sheet of the present invention is also excellent in hydrogen embrittlement resistance.
  • the invention of the above (12), (13) and (14), that is, a high-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet excellent in weldability and ductility, and a high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized steel sheet The method for producing a steel sheet with high yield ratio and high strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet is described below.
  • the adjustment of the steel composition may be performed by an electric furnace or the like in addition to the normal blast furnace-first converter method.
  • the fabrication method is not particularly limited, either, and the fabrication slab may be manufactured using a normal continuous fabrication method, the ingot method, or a thin slab fabrication.
  • the slab may be cooled and reheated before hot rolling, or hot rolling may be performed directly without cooling. If the temperature is lower than 116 ° C., the temperature is increased to 116 ° C. or higher.
  • the lower limit is set to 116 ° C because the bendability and hole expandability of the product deteriorate due to the effects of segregation and the like. It is preferably at least 1200 ° C, more preferably at least 230 ° C.
  • the final finishing temperature of hot rolling shall be higher than the Ar 3 transformation temperature. If this temperature is lower than the Ar 3 transformation temperature, ferrite grains extending in the rolling direction are formed in the hot-rolled sheet, and ductility and bendability deteriorate.
  • the winding temperature is preferably at most 600 ° C., and more preferably at most 600 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature is not particularly defined, but it is difficult to keep the temperature below room temperature.
  • the temperature is more preferably at least 400 ° C.
  • the rough-rolled pars may be joined to each other to continuously perform the hot rolling. At this time, the rough rolling bar may be wound once.
  • the steel sheet After pickling the hot-rolled steel sheet thus manufactured, the steel sheet may be subjected to a skin pass as necessary.
  • the rolling reduction may be up to 4.0% for shape correction, improvement of normal temperature aging resistance, strength adjustment, etc. If the rolling reduction exceeds 4.0%, the ductility is significantly deteriorated, so the upper limit is 4.0%.
  • the skin pass may be done in-line or at the age of one. Further, the skin pass with the target reduction rate may be performed at once, or may be performed in several times.
  • ⁇ -Hot-rolled steel sheet pickled is cold-rolled at a rolling reduction of 30 to 80% and passed through a continuous annealing line or a continuous hot-dip galvanizing line. If the rolling reduction is less than 30%, it is difficult to keep the shape flat. If the rolling reduction is less than 30%, the ductility of the final product will be inferior, so the lowering of the rolling reduction is 30%.
  • Average heating rate up to 700 ° C when passing through continuous annealing line The degree shall be 10 to 30 ° C / s. If the average heating rate is less than 10 ° C / s, it may be difficult to obtain a high yield ratio, and if it is more than 30 ° C / s, it may be difficult to ensure good ductility. The reason for this is not clear, but the maximum heating temperature when passing through a continuous annealing line, which seems to be related to the dislocation recovery behavior during heating, is between 750 ° C and 950 ° C. If the temperature is lower than 75 ° C, no or little gamma transformation occurs, so the final structure cannot be a transformed structure and the yield ratio does not increase or the elongation is poor. Or become. Therefore, the lower limit of the maximum heating temperature is 750 ° C.
  • the upper limit is set to 950 ° C.
  • the heat treatment time in this temperature range is not particularly limited, but at least one second is required to make the temperature of the steel sheet uniform. However, if the heat treatment time exceeds 10 minutes, the formation of the grain boundary oxidized phase is promoted and the cost is increased. Therefore, the heat treatment time is preferably 10 minutes or less.
  • the cooling is performed at an average cooling rate in the range of 500 to 600 ° C at a rate of 5 ° C / s or more. If the temperature is less than 5 ° C / s, pearlite may be generated, lowering the yield ratio and deteriorating the bendability and stretch flangeability.
  • a heat treatment for maintaining the temperature in the range of 100 to 550 ° C. for 60 seconds or more may be performed.
  • This heat treatment may improve elongation and bendability. If the heat treatment temperature is lower than 100 ° C., the effect is small. Preferably, the temperature is from 200 to 450 ° C.
  • the rolling reduction of skin pass rolling after heat treatment is 0.1% or more. If the rolling reduction is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. Upper limit of rolling reduction Although there is no special provision, a skin pass with a rolling reduction of up to 5% is performed as necessary. The skin pass may be performed in-line or off-line, or may be performed in a plurality of times. A more preferable range of the rolling reduction is 0.3 to 2.0%. After the heat treatment, various plating may be performed.
  • the average heating rate up to 700 ° C and the maximum temperature when passing through the continuous hot-dip galvanizing line after cold rolling are also the same as those when passing through the continuous annealing line.
  • the average heating rate up to ° C is 10 to 30 ° C / s, and the maximum heating temperature is 750 to 950 ° C.
  • non-oxidizing furnace a line with molten zinc consisting of a reducing furnace (RF)
  • the air ratio in the non-oxidizing furnace is set to 0.9 to 1.2.
  • the oxidation of iron is promoted, and the subsequent reduction treatment makes it possible to improve ironing properties and alloying reactivity by using iron oxide on the surface as metallic iron.
  • the cooling stop temperature before reaching the maximum heating temperature and before immersion in the plating bath shall be (zinc plating bath temperature_40) ° C to (zinc plating bath temperature + 50). If this temperature is lower than (zinc plating bath temperature-40) ° C, not only the yield ratio may be lower than 0.64 but also the operation due to the large heat removal when the plating bath enters. Problems arise.
  • the zinc plating bath may contain an element other than zinc as needed.
  • the treatment is performed at 480 ° C. or more. If the alloying temperature is lower than 480 ° C, the alloying steel is slow and productivity is low.
  • the upper limit of the alloying treatment temperature is not particularly limited, if it exceeds 600 ° C., pearlite transformation occurs, yield ratio decreases, and bendability and hole expandability deteriorate. C is the practical upper limit.
  • a skin pass may be applied to the hot-dip galvanized steel sheet. If the rolling reduction of the skin pass is less than 0.1%, a sufficient effect cannot be obtained. There is no particular upper limit on the rolling reduction, but if necessary, a skin pass with a rolling reduction of up to 5% is performed. The skin pass may be performed in-line or off-line, or may be performed multiple times. A more preferable range of the rolling reduction is 0.3 to 2.0%.
  • the cold-rolled steel sheet of the present invention has excellent weldability, and as described above, exhibits particularly excellent properties for spot welding.
  • welding methods for example, arc, TIG, MIG, mash Also suitable for welding methods such as laser.
  • the cold rolled steel sheet of the present invention is also suitable for hot pressing. That is, after the present steel sheet is heated to a temperature of 900 ° C. or more, press-formed and quenched, a molded article having a high yield ratio can be obtained. This molded product is also excellent in subsequent weldability. Further, the cold-rolled steel sheet of the present invention is also excellent in hydrogen embrittlement resistance.
  • Examples 1 to 4 are examples relating to the hot-rolled steel sheet of the present invention.
  • Example 1 The slab was prepared by adjusting the chemical composition shown in Table 1 using a converter. The slab was heated to 1 2 4 0 ° C, Ar 3 transformation temperature or higher at which to complete the hot rolled at 8 9 0 ° C ⁇ 9 1 0 ° C, the steel strip having a thickness of 1. 8 mm 6 0 0 Wound at ° C.
  • the steel sheet After pickling the steel sheet, the steel sheet was subjected to a skin pass having a rolling reduction shown in Table 2. From this steel sheet, a JIS No. 5 tensile test piece was sampled, and tensile properties in a direction perpendicular to the rolling direction were measured.
  • the minimum value of CTS when welding is performed 10 times with CE as the welding current is 1, and when welding is performed 10 times with the welding current scattered (CE + 1.5) kA, which is the generation area.
  • the minimum value of CTS was 0.7 for less than 0.7, 0.7 for less than 0.8, and ⁇ for 0.8 or more.
  • the steel sheet of the present invention has excellent weldability and a high yield ratio, but also has relatively excellent ductility.
  • * ⁇ 110 ⁇ is the X-ray surface intensity ratio of (110) in a 1 / 8th layer
  • Example 1 The hot-rolled steel sheet of Example 1 was subjected to heat treatment and hot-dip galvanizing in a continuous alloying hot-dip galvanizing facility. At this time, the maximum temperature reached 8
  • the temperature was 50 ° C.
  • the heating rate is raised to 720 ° C at a heating rate of 20 ° C s, then to 850 ° C at a heating rate of 2 ° C / sec, and then to 0.2 ° C / sec. It was cooled to 830 ° C at the cooling rate of, and then cooled to 460 ° C at a cooling rate of 2 ° C / sec.
  • bath composition 0.1 1% ⁇ 1_ ⁇ , bath temperature: 4
  • the basis weight of the plating was about 50 g Zm 2 on both sides.
  • Table 3 shows the reduction rate of skin pass.
  • JIS No. 5 tensile test pieces were sampled from these steel sheets, and the tensile properties in the direction perpendicular to the rolling direction were measured.
  • Table 3 shows the tensile properties, plating properties, alloying reactivity, and spot weldability of each steel sheet.
  • the spot weldability was evaluated in the same manner as in Example 1, and the plating property and the alloying reactivity were evaluated as follows.
  • Invention steels satisfying the requirements of the present invention have higher yield ratios and weldability than comparative steels. Excellent balance with strength.
  • Heat treatment and hot-dip galvanizing were applied to the three types of hot-rolled steel sheets of Example 1, B-1, E-2 and L-1, using a continuous alloying hot-dip galvanizing facility. At this time, the maximum temperature was varied from 700 to 970 ° C.
  • the temperature is raised to (maximum attainment temperature-100) ° C, then at a heating rate of 2 ° CZ seconds to the maximum temperature, and then at 0.2 ° C
  • the cooling was performed at a cooling rate of CZ seconds to (maximum temperature — 20) ° C., and thereafter, the cooling rate was set to 2 ° C./second, and then cooled to 460 ° C.
  • the basis weight of the plating was about 50 g Zm 2 on both sides.
  • the rolling reduction of skin pass is as shown in Table 4.
  • the yield ratio is high and the weldability is excellent as compared with the comparative example.
  • Invention steels satisfying the requirements of the present invention have better yield ratio, weldability and strength balance than the comparative steels.
  • Examples 5 to 7 are cold-rolled steel sheets of the present invention.
  • the slab was prepared by adjusting the chemical composition shown in Table 6 using a converter.
  • the slab was heated to 1 2 5 0 ° C, to complete the hot-rolled in at Ar 3 transformation temperature or higher 8 8 0 ° C ⁇ 9 1 0 ° C, the thickness 3. 0 mm steel plate 5 5 0 ° of C wound.
  • the steel sheet was cold-rolled to a thickness of 1.4 mm. Subsequently, heat treatment was performed under the conditions shown in Table 7. The sample was held at the maximum temperature for 90 seconds (maximum temperature-130) and cooled to 5 ° C in 5 ° CZ seconds. Thereafter, the temperature was cooled at 30 ° C./second to the subsequent additional heat treatment temperature, and the additional heat treatment was performed for about 250 seconds. Table 7 shows the skin pass reduction ratio.
  • JIS No. 5 tensile test pieces were sampled from these steel sheets, and the tensile properties in the direction perpendicular to the rolling direction were measured. Spot welding was performed under the following conditions (a) to (e).
  • a cross-shaped tensile test was performed according to JIS Z3137.
  • the minimum value of CTS when the welding current is CE 10 times is set to 1, and the welding current is set to (CE + 1.5) kA, which is the area where the welding current is scattered, and the welding is performed 10 times.
  • the minimum value of CTS was less than 0.7, it was rated as X, 0.7 or more and less than 0.8 as ⁇ , and 0.8 or more as ⁇ .
  • the steel sheet of the present invention has excellent weldability, a high yield ratio, and relatively excellent ductility.
  • Table 6
  • Example 5 Cold rolling was performed in the same manner as in Example 5, and the obtained cold-rolled steel sheet was subjected to heat treatment and hot-dip galvanizing using a continuous alloying hot-dip galvanizing apparatus. At this time, the maximum temperature was variously changed.
  • the temperature is raised to (maximum attained temperature minus 120) ° C, then at a heating rate of 2 ° C / sec to a maximum attained temperature, and then at 0.2 ° C. Cooling at a cooling rate of C / s to (maximum temperature reached 20) ° C, then cooling at a rate of 2 ° C / s to 62 ° C, and then cooling rate Was cooled to 500 ° C. as 4 ° C.Z seconds, and subsequently cooled to 470 ° C. at a cooling rate of 2 ° C./sec.
  • JIS No. 5 tensile test pieces were sampled from these steel sheets, and the tensile properties in the direction perpendicular to the rolling direction were measured.
  • Table 8 shows the tensile properties, plating properties, alloying reactivity, and spot weldability of each steel sheet. The spot weldability was evaluated in the same manner as in Example 5, and the plating property and the alloying reactivity were evaluated as follows.
  • Invention steels satisfying the requirements of the present invention have better yield ratio, weldability and strength balance than comparative steels.
  • Invention steels satisfying the requirements of the present invention have better yield ratio, weldability and strength balance than the comparative steels.
  • a high yield ratio high strength hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet having a maximum tensile strength (TS) of 780 MPa or more and excellent in weldability and ductility, and a high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized steel sheet A steel sheet, and further, a high yield ratio high strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet can be obtained.
  • TS maximum tensile strength
  • the present invention expands the use of copper sheets and contributes to the development of the steel industry and the steel material utilization industry.

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)

Abstract

質量％で、Ｃ：０．０３０％超～０．１０％未満、Ｓｉ：０．３０～０．８０％、Ｍｎ：１．７～３．２％、Ｐ：０．００１～０．０２％、Ｓ：０．０００１～０．００６％、Ａｌ：０．０６０％以下、Ｎ：０．０００１～０．００７０％を含有し、さらにＴｉ：０．０１～０．０５５％、Ｎｂ：０．０１２～０．０５５％、Ｍｏ：０．０７～０．５５％、Ｂ：０．０００５～０．００４０％、を含有すると同時に、１．１≦１４×Ｔｉ（％）＋２０×Ｎｂ（％）＋３×Ｍｏ（％）＋３００×Ｂ（％）≦３．７を満足し、残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、降伏比が０．６４以上０．９２未満で、ＴＳ×Ｅｌが３３２０以上かつＹＲ×ＴＳ×Ｅｌ1/2≧２３２０、引張最高強度（ＴＳ）が７８０ＭＰａ以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板。

Description

溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶 融亜鉛めつき薄鋼板、 並びに、 高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつ き薄鋼板とその製造方法
〔技術分野〕
本発明は、 自動車、 建材、明家電などに適する、 高降伏比でかつ溶 接性と延性に優れた高強度薄鋼板糸と該薄鋼板に溶融亜鉛めつき処理 を施した高強度溶融亜鉛めつき薄鋼板書、 更に、 合金化処理を施した 合金化溶融亜鉛めつき薄鋼板とその製造方法に関するものである。
〔背景技術〕
近年、 特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上を目的と し た加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。 加えて、 衝突安 全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張強さにして 7 8 0 MP a級クラス以上の鋼板が、 車体骨格用部材ゃレイ ンフォースな どの部材に-使用されつつある。
車体骨格用の鋼板と してまず重要なのは、 スポッ ト溶接性である 。 車体骨格部材は衝突時に衝撃を吸収することによって、 搭乗者を 保護する役割を担っている。 スポッ ト溶接部の強度が十分でないと 衝突時に破断し、 十分な衝突エネルギー吸収性能を得るこ とができ なレ、。
溶接性を考慮した高強度鋼板に関する技術は、 例えば、 特開 2 0 0 3 - 1 9 3 1 9 4号公報ゃ特開 2 0 0 0— 8 0 4 4 0号公報に開 示されている。 また、 他に溶接性を検討したものに特開昭 5 7— 1 1 0 6 5 0号公報があるが、 これはフラッシュパッ ト溶接性だけし か議論しておらず、 本発明で重要なスポッ ト溶接性を向上せしめる 技術については何ら開示していない。
次に、 降伏強度が高いことが重要である。 すなわち、 降伏比が高 い材料は衝突エネルギー吸収能に優れている。 高い降伏比を得るた めには組織をべイナィ ト化することが有用であり、 特開 2 0 0 1 — 3 5 5 0 4 3号公報には、 ベイナイ ト組織を主相とする鋼板と製造 方法が開示されている。
最後に、 鋼板の加工性、 すなわち、 延性、 曲げ性、 伸びフラ ンジ 性などが重要である。 例えば、 穴拡げ性については、 「 CAMP— I S I J v o l . 1 3 ( 2 0 0 0 ) p 3 9 5」 に、 主相をべィナ イ トと して穴拡げ性を向上させ、 更に、 張り出し成形性についても 、 第 2相に残留オーステナイ トを生成させることで、 現行の残留ォ ーステナイ ト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。
さらには、 M s温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率 2〜 3 %の残留オーステナイ トを生成させると、 引張り強度 X穴拡 率が最大となることも開示されている。
また、 高強度材の高延性化を図るために、 複合組織を積極的に活 用することが一般的である。
しかし、 第 2相と してマルテンサイ トゃ残留オーステナイ トを活 用した場合に、 穴拡げ性が著しく低下してしまう という問題が、 例 えば、 「CAMP— I S I J v o l . 1 3 ( 2 0 0 0 ) p 3 9 1 」 に開示されている。
そして、 上記文献には、 主相をフェライ ト、 第 2相をマルテンサ イ ト と し、 両者の硬度差を減少させると、 穴拡げ率が向上すること が開示されている。 また、 穴拡げ性と延性に優れた鋼板の例が、 特 開 2 0 0 1 — 3 6 6 0 4 3号公報に開示されている。
しかしながら、 7 8 0 MP a以上の引張強度を有する鋼板につい て、 高い降伏比と良好な延性とを兼備し、 更に、 スポッ ト溶接性が 良好な鋼板については、 十分な検討がなされたとは言い難い。
特に、 スポッ ト溶接性に関しては、 高強度鋼板となると、 むしろ 溶接部強度が低下したり、 散り発生領域となる溶接電流で溶接を行 う と、 溶接部強度が著しく低下したり、 ばらついたりするという問 題があり、 高強度鋼板市場拡大の阻害要因となっていた。
〔発明の開示〕
本発明の目的は、 7 8 O M P a以上の引張最高強度を有し、 降伏' 比が高く、 かつ、 自動車車体骨格部品に適合し得る延性と溶接性を 兼ね備えた薄鋼板を提供することである。
従来は鋼板に要求される数々のニーズに応えるべく、 S i 、 M n 、 T i 、 N b、 M o、 Bそれぞれの元素において、 それら元素がも つ主たる材質への影響だけを、 例えば、 強度だけについて、 あるい は、 溶接性だけについて、 添加元素それぞれの影響代および元素間 相互の影響を考慮したいわゆる 「影響代加算」 で改善を狙ってきた ところが、 それぞれの元素は、 主たる材質への影響だけでなく、 副次的な材質への影響、 例えば、 M oならば、 「溶接性を改善する (主たる材質への影響） とともに、 強度も向上させる一方、 延性を 低下させる （副次的な材質への影響） 」 との作用を持っているため 、 多様化するニーズ全てを満足させるベくそれら元素を多数添加さ れた鋼板は、 主たる材質への影響による改善が見られるものの、 予 想されるほどの改善量ではなかったり、 副次的な材質への影響の累 積によ り予想外の性能不足がみられたり と、 ニーズ全てを満足させ ることは困難であった。
これを改善するために、 それぞれの元素のついて、 添加量の上下 限を設定していたが、 それでも十分とはいえなかった。
特に、 最近の自動車車体骨格部品に必要な高降伏比と延性及び溶 接性を一度に満足する成分限定範囲は今までになく、 研究開発者に とつて解決すべき課題のひとつとなっていた。
そこで、 本発明者らは、 上記鋼板を提供すべく種々検討を行った 結果、 S i の成分範囲と特定元素の関係に着目 し、 S i が通常より かなり狭い特定の範囲の場合において、 T i 、 N b、 M o、 Bの含 有量を特定の範囲と し、 特定係数を用いて、 それぞれの元素を相互 にパランスさせる関係式にて合計添加量を適切な範囲内とすること で、 高降伏比と延性を両立させ、 溶接性も兼ね備えるこ とができる ことを見出し、 さらに、 適切な熱延、 焼鈍条件にて製造することで 、 それらの性能をよ り向上させることを見出した。
降伏比については、 高い方が衝突吸収エネルギーの観点で有利で あることは上述のとおりであるが、 あま り高すぎるとプレス成形時 の形状凍結性が劣悪となるので、 降伏比は 0. 9 2以上とならない ことが重要である。
本発明は、 上記知見に基づいて完成されたもので、 その要旨とす るところは以下の通りである。
( 1 ) 質量％で、
C ： 0. 0 3 0超〜 0. 1 0 %未満、
S i ： 0. 3 0〜 0. 8 0 %、
M n ： 1. 7〜 3. 2 %、
P : 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %、
S : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %、
A 1 ： 0. 0 6 0 %以下、
N : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 7 0 %、
を含有し、 さらに T i ： 0. 0 1〜 0. 0 5 5 %、
N b ： 0. 0 1 2〜 0. 0 5 5 %、
M o : 0. 0 7〜 0. 5 5 %、
B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 0 %、
を含有すると同時に、
1. 1 ≤ 1 4 X T i (%) + 2 0 X N b (%) + 3 X M o (%) + 3 0 0 X B (%) ≤ 3. 7
を満足し、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、 降伏 比が 0. 6 4以上 0. 9 2未満で、 T S X E 1 力 S 3 3 2 0以上かつ Y R X T S X E 11 /2が 2 3 2 0以上、 引張最高強度 （T S) が 7 8 OMP a以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降 伏比高強度薄鋼板。
( 2 ) さらに、 質量％で、
C r ： 0. 0 1〜： L . 5 %
N i ： 0. 0 1〜 2. 0 %、
C u ： 0. 0 0 1〜 2. 0 %、
C 0 ： 0. 0 1〜 1 %、
W ： 0. 0 1〜 0. 3 %、
の 1種または 2種を含有することを特徴とする （ 1 ) に記載の溶接 性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板。
( 3 ) 前記降伏比が 0. 6 8以上 0. 9 2未満であり、 鋼板の板厚 1 / 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比が 1 . 0 以上であることを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) に記載の溶接性と 延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板。
( 4) 前記降伏比が 0. 6 4以上 0. 9 0未満であり、 鋼板の板厚 1 / 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比が 1 . 0 未満であることを特徴とする （ 1 ) または （ 2 ) に記載の溶接性と 延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
( 5 ) ( 3 ) に記載の化学成分からなる熱延鋼板に、 溶融亜鉛めつ き処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度 溶融亜鉛めつき鋼板。
( 6 ) ( 3 ) に記載の化学成分からなる熱延鋼板に、 溶融亜鉛めつ き処理し、 さ らに合金化処理したことを特徴とする溶接性と延性に 優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
( 7 ) ( 4) に記載の化学成分からなる冷延鋼板に、 溶融亜鉛めつ き処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度 溶融亜鉛めつき鋼板。
( 8 ) ( 4) に記載の化学成分からなる冷延鋼板に、 溶融亜鉛めつ き処理し、 さらに合金化処理したことを特徴とする溶接性と延性に 優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
( 9 ) ( 3 ) に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直接または —且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 A r3変態温度以上で熱 間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速度 2 5 〜 7 0 °C/ sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取ることを特徴と する溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板の製造方法。
( 1 0 ) ( 5 ) に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直接また はー且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以上で 熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取り、 その後、 連続溶融亜鉛めつきラインを通板するに際して、 最高加熱温度を 5 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下とし、 （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °C〜 （ 亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 圧 下率 0. 1 %以上のスキンパスを行う ことを特徴とする溶接性と延 性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めつき熱延鋼板の製造方法。 ( 1 1 ) ( 6 ) に記載の化学成分からなる錶造スラブを、 直接また は一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以上で 熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取り、 その後、 連続溶融亜鉛めつきラインを通板するに際して、 最高加熱温度を 5 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 （亜鉛めつき浴温度— 4 0 ) °C〜 （ 亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 引 き続いて 4 8 0 °C以上の温度で合金化処理を施し、 圧下率 0. 1 % 以上のスキンパスを行う ことを特徴とする溶接性と延性に優れた高 降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼板の製造方法。
( 1 2 ) ( 4 ) に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直接また は一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以上で 熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ sで冷却し、 7 5 0 °C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続焼鈍ラインを通板するに際 して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/ s と し、 最高 加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱後の冷却過程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5 °C/ s以上で冷却 し、 さらに、 圧下率 0. 1 %以上のスキンパスを施すことを特徴と する溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方法。
( 1 3 ) ( 7 ) に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直接また はー且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以上で 熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ s で冷却し、 7 5 0 °C以下の温度で卷取り、 酸洗後、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続溶融亜鉛めつきラインを通 板するに際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/ s とし、 最高加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱後の冷 却過程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5 °C/ s 以上で冷却し、 （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) ：〜 （亜鉛めつき浴温 度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 圧下率 0. 1 %以 上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降 伏比高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
( 1 4) ( 8 ) に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直接また は一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以上で 熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ sで冷却し、 7 5 0 °Cの温度で卷取り、 酸洗後、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続溶融亜鉛めつきラインを通板するに 際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/s と し、 最 高加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱後の冷却過程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5 °C/ s以上で冷 却し、 （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °C〜 （亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 引き続いて 4 8 0 °C以上の 温度で合金化処理を施し、 圧下率 0. 1 %以上のスキンパスを施す ことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融 .亜鉛めつき鋼板の製造方法。
〔発明を実施するための最良の形態〕
以下、 本発明を詳細に説明する。
先ず、 本発明における鎳造スラブの化学成分の限定理由について 述べる。 なお、 ％>は質量％を意味する。
C ： 0. 0 3 0 %超〜 0. 1 0 %未満
Cは高強度化に有効な元素であるので、 0. 0 3 0 %超の添加が 必要である。 一方、 0. 1 0 %以上となると、 溶接性が劣化し、 自 動車車体骨格用部品などに適用した場合に、 接合部強度や疲労強度 の観点で問題を生ずる場合がある。
また、 0. 1 0 %以上となると、 穴拡げ性が劣化するので、 0. 1 0 %を上限とする。 0. 0 3 5〜 0. 0 9 %がよ り好ましい範囲 である。
S i : 0. 3 0〜 0. 8 0 %
S i は、 本発明において重要である。 即ち、 S i は 0. 3 0〜 0 . 8 0 °/。でなくてはならない。 S i は延性を向上する元素として広 く知られている。 一方、 S i の降伏比への影響や溶接性に関する知 見は少なく、 上記 S i の量の範囲は、 本発明者らが鋭意検討を進め た結果と して得られた範囲である。
S i量をこの範囲とすることによる効果、 すなわち、 所定の降伏 比、 延性および溶接性を兼備するという今までにない鋼板は、 後述 する所定の M η量と T i 、 N b、 M o、 B各量との共存によって初 めて実現するものである。
特に、 溶接性は、 S i を添加すると劣化することが常識であるが 、 S i をこのよ うに上述の 5種類の元素と共存させることで、 むし ろ、 T S Sや C T Sが向上し、 特に、 散り発生領域でも良好な特性 を維持できることを発見した。
本発明においては、 良好な延性および降伏比を確保するため、 0 . 3 0 %以上の S i を添加する。 また、 S i は、 比較的粗大な炭化 物の生成を抑制して、 穴拡げ性を向上させる。
S i の過剰添加は、 めっき性を劣悪にするほか、 溶接性や延性、 降伏比にも悪影響を及ぼすので、 0. 8 0 %を上限とする。 0. 6 5 %がよ り好ましい上限である。
M n ： 1. 7〜 3. 2 %
M nは、 フェライ ト変態を抑制して、 主相をべイナィ ト又はべィ 二ティ ックフェライ トとすることで、 均一組織を形成する働きをな す他、 強度低下と穴拡げ性劣化の 1つの原因である炭化物析出や、 パーライ ト生成を抑制する働きをなす。 また、 Mnは、 降伏比を高 めるのにも有効である。
したがって、 1. 7 %以上を添加する。 1 . 7 %未満では、 S i 、 M o、 T i 、 N b、 Bとの複合添加によって、 低 Cでありながら 高い降伏比と良好な延性とを両立させることができない。
しかし、 過剰な添加は、 溶接性を劣化させる他、 多量のマルテン サイ ト生成を促進したり、 偏折などによつて延性や穴拡げ性の著し い低下を招くので、 3. 2 %を上限とする。 1 . 8〜 2. 6 %がよ り好ましい範囲である。
P ： 0. 0 0 1〜 0. 0 2 %
Pは、 強化元素であるが、 過剰な添加は、 穴広げ性や曲げ性、 更 には、 溶接部の接合強度や疲労強度を劣化させるので、 上限を 0. 0 2 %とする。 一方、 極低 P化は経済的にも不利であるので、 0. 0 0 1 %を下限とする。 0. 0 0 3〜 0. 0 1 4 %の範囲がよ り好 ましい範囲である。
S ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 6 %
極低 S化は経済的に不利であるので、 0. 0 0 0 1 %を下限とす る。 一方、 0. 0 0 6 %を超える添加は、 鋼板の穴拡げ性や曲げ性 、 更には、 溶接部の接合強度や疲労強度に悪影響を及ぼすので、 0 . 0 0 6 %を上限とする。 より好ましく は、 0. 0 0 3 %を上限と する。
A 1 ： 0. 0 6 0 %以下
A 1 は脱酸元素と して有効であるが、 過剰に添加すると粗大な A 1系の介在物、 例えば、 アルミナのクラスターを形成し、 曲げ性や 穴拡げ性を劣化させる。 このため、 0. 0 6 0 %を上限とした。 下限は特に限定しないが、 脱酸を A 1 によって行い、 更に残存す る A l 量を 0. 0 0 3 %以下とするのは困難であるので、 0. 0 0 3 %が実質的な下限である。 脱酸を A 1以外の元素で行ったり、 A 1以外の元素を併用したりする場合には、 この限りではない。
N ： 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 7 0 %
Nは、 高強度化や B H性 （焼付き硬化性） を付与したりするのに 役立つが、 添加しすぎると、 粗大な化合物を形成し、 曲げ性ゃ穴拡 げ性を劣化させるので、 0. 0 0 7 0 %を上限とする。
一方、 0. 0 0 0 1 %未満とすることは技術的に極めて困難なの で、 0. 0 0 0 1 %を下限とする。 0. 0 0 1 0〜 0. 0 0 4 0 % がより好ましい範囲である。
T i : 0. 0 1〜 0. 0 5 5 %
N b ： 0. 0 1 2〜 0. 0 5 5 %
M o ： 0. 0 7〜 0. 5 5 %
B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 0 %
これらの元素は、 本発明において極めて重要である。 即ち、 これ ら 4種類の元素を S i 、 Mn と同時に添加することによって、 高降 伏比が得られ、 かつ、 車体骨格部品に成形加工するのに必要な延性 を初めて確保できる。
更に、 S iや Mnの添加は溶接性を劣化させることが知られてい るが、 これら 4種類の元素を所定の量、 同時に添加することで、 良 好な溶接性を確保できる。
上記複合添加によって、 上記効果が発現することは、 本発明者ら が、 溶接性と延性、 更には、 高降伏比とを兼備した鋼を創出すると の課題のもとに鋭意検討した結果、 初めて見出した知見である。 各元素の量は、 このよ うな観点から決定されたものであり、 この 範囲から外れては十分な効果を得ることができない。 よ り好ましい 範囲は、 T i : 0. 0 1 8〜 0. 0 3 0 %未満、 N b : 0. 0 1 7 〜 0. 0 3 6 %、 M o : 0. 0 8〜 0. 3 0 %未満、 B : 0. 0 0 1 1〜 0. 0 0 3 3 %である。
また、 T i 、 N b、 M o、 Bの含有量が、 S i の特定範囲の中で 、 次の関係式、 1. l ≤ 1 4 X T i (%) + 2 0 XN b (%) + 3 X M o (%) + 3 0 0 X B (%) ≤ 3. 7を満たすことで、 よ り好 ましく は、 1 . 5≤ 1 4 XT i (%) + 2 0 X N b (%) + 3 XM o (%) + 3 0 0 X B (%) ≤ 2. 8を満たすことで、 高降伏比と 延性、 溶接性をパランスよく確保するこ とができる。
S i の特定範囲の中で上記関係式を満足することで、 高降伏比と 延性、 溶接性がパランスよく確保できる理由については明確ではな いが、 フヱライ トの強度とべィナイ トの硬さのバランスが適切とな り、 高降伏比と良延性という相反する特性が両立すると考えられる また、 溶接部についても、 ナゲッ ト及び HA Z部 （溶接熱影響部 ) の硬度分布をなだらかにしていると推測される。 上記式の範囲を 、 1 . 1〜 3. 7 とした。 1. 1未満では、 高降伏比を得ることが 困難となり、 溶接強度も低下する。
また、 3. 7超では、 延性が劣化するので、 3. 7を上限とする 。 よ り好ましい範囲は、 1. 5 1 4 XT i (%) + 2 0 X N b ( %) + 3 XM o (%) + 3 0 0 X B (%) ≤ 2. 8である。
本発明で得られる鋼板の降伏比は、 熱延鋼板で 0. 6 8以上 0. 9 2未満、 また、 冷延鋼板で 0. 6 4以上 0. 9 0未満である。 熱 延鋼板の場合 0. 6 8未満では、 また、 冷延鋼板の場合 0. 6 4未 満では、 十分な衝突安全性を確保できない場合がある。
一方、 熱延鋼板の場合 0. 9 2以上では、 また、 冷延鋼板の場合 0. 9 0以上では、 プレス成形時の形状凍結性が劣悪となるので、 上限を熱延鋼板の場合 0. 9 2未満と し、 冷延鋼板の場合 0. 9 0 未満とする。
熱延鋼板の場合、 よ り好ましく は、 0. 7 2〜 0. 9 0、 更に好 ましくは 0. 7 6〜 0. 8 8である。 また、 冷延鋼板の場合、 よ り 好ましく は 0. 6 8〜 0. 8 8、 更に好ましく は、 0. 7 4〜 0. 8 6である。 なお、 降伏比は、 圧延方向と垂直方向を引張方向とす る J I S 5号引張試験片により評価する。
本発明の熱延鋼板において、 板厚 1 / 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比は 1 . 0以上である。 これによつて、 圧 延方向に対して 4 5 ° 方向の絞り性が向上する場合がある。 また、 本発明の熱延鋼板において、 上記 X線強度比を 1 . 0未満とするに は潤滑圧延等を施す必要があり、 コス ト高となる。 上記 X線強度比 は、 好ましく は、 1 . 3以上である。
本発明の冷延鋼板において、 板厚 1 Z 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比は 1 . 0未満である。 この X線強度比が 1 . 0以上では、 成形性が劣化する場合がある。 また、 本発明の冷 延鋼板においては、 上記 X線強度比を 1 . 0以上とするには特殊な 圧延や焼鈍を施す必要があり、 コス ト高となる。 上記 X線強度比は 、 好ましく は、 0. 8未満である。
なお、 X線による面強度比の測定は、 例えば、 新版カリティ X線 回折要論 （ 1 9 8 6年発行、 松村源太郎訳、 株式会社ァグネ） 2 9 0 - 2 9 2頁に記載の方法に従って行えばよい。
面強度比とは、 本発明の鋼板の { 1 1 0 } 面 X線強度を標準サン プル （ランダム方位サンプル） の { 1 1 0 } 面 X線強度によって規 格化した値を言う。
板厚 1ノ 8層とは、 全板厚を 1 と したとき、 板厚表面側から中心 側に向かって 1ノ 8厚入った面をさす。 試料調整に際して 1ノ 8層 を正確に削りだすことは困難なので、 板厚の 3 3 2層〜 5 3 2 層の範囲を 1 Z 8層と定義する。
試料作製の際は、 機械研磨によって粗仕上げを行い、 # 8 0 0〜 1 2 0 0程度の研磨紙で仕上げ、 最終的に化学研磨で 2 0 ミ ク ロ ン 厚以上除去する。
本発明で得られる鋼板のスポッ ト溶接性は、 散り発生領域となる 溶接電流であっても、 散り発生直前の溶接電流で溶接した際の十字 型引張試験による引張荷重 （C T S ) に比較して、 C T Sの劣化代 が小さいことに特徴がある。
即ち、 通常の鋼板では散り発生を伴う溶接を行う と、 C T Sが大 きく低下したり C T Sのばらつきが大きくなるのに対して、 本発明 の鋼板では C T Sの低下率やばらつきが小さい。
散り発生領域での溶接電流値と しては、 散り発生直前の電流値 （
C Eとする） に 1 . 5 k Aを加えた電流値とする。 溶接電流を C E とする溶接を 1 0回行ったときの C T Sの最低値を 1 としたとき、 溶接電流を （C E + 1 . 5 ) k Aとする試験を 1 0回行ったときの じ丁 3の最低値を 0. 7以上とする。
上記最低値は、 好ましく は 0. 8以上、 さらに好ましくは 0. 9 以上である。 なお、 C T Sは J I S Z 3 1 3 7の方法に準拠し て評価する。
次に、 上記 （ 2 ) の発明で規定する要件について述べる。
C r ： 0. 0 1〜： 1. 5 %
C rは、 高強度化に有効であるほか、 炭化物生成の抑制とベイナ ィ トおよびべィニティ ックフェライ ト生成を通じて曲げ性や穴拡げ 性を向上する。 また、 C r は、 高強度化に対する効果の割には溶接 性の劣化が小さい元素でもあるので、 必要に応じて添加する。
0. 0 1 %未満の添加では顕著な効果が得られないので、 0. 0 1 %を下限と し、 一方、 1 . 5 %を超える量の添加では、 加工性や めっき性に悪影響を及ぼすので、 1 . 5 %を上限とする。 好ましく は、 0. 2〜 0. 8 %である。
N i ： 0. 0 1〜 2. 0 %
C u ： 0. 0 0 1〜 2. 0 %
本発明の鋼板は、 強度一穴拡げ性バランスに悪影響を与えずに、 めっき性を向上させることを目的と して、 C u及び/または N i を 含有してもよい。 N i は、 めっき性向上以外には、 焼き入れ性向上 の目的もあり、 0. 0 1 %以上添加する。
一方、 2. 0 %を超える量の添加では、 合金コス トの増加、 加工 性、 特にマルテンサイ ト生成に伴う硬度上昇に寄与して悪影響を及 ぼすので、 2. 0 %を上限とする。
C uは、 めっき性向上以外には、 強度の向上の目的もあり、 0. 0 0 1 %以上添加する。 一方、 2. 0 %を超える量の添加では、 加 ェ性ゃリサイクル性に悪影響を及ぼすので、 2. 0 %を上限とする 本発明の鋼板の場合、 S i を含有しているので、 N i を 0. 2 % 以上、 及びノまたは、 C uを 0. 1 %以上とすることが、 めっき性 と合金化反応性の観点から望ましい。
C o ： 0. 0 1〜 1 %
W ： 0. 0 1〜 0. 3 %
本発明の鋼板は、 更に、 C o、 Wの 1種または 2種を含有しても よい。
C oは、 ベイナイ ト変態制御による強度一穴拡げ性 （及び曲げ性 ) のパランスを良好に維持するため、 0. 0 1 %以上の添加する。 しかし、 C oは高価な元素であり、 多量添加は経済性を損なうので 、 1 %以下の添加が望ましい。
Wは、 0. 0 1 %以上で強化効果が現れるので、 下限を 0. 0 1 %とする。 一方、 0. 3 %を超える添加は、 加工性に悪影響を及ぼ すので、 0. 3 %を上限とする。
更に、 本発明の鋼板は、 強度と穴拡げ性とのパランスの更なる向 上を目的と して、 強炭化物形成元素である Z r、 H f 、 T a、 Vの 1種又は 2種以上を合計で 0. 0 0 1 %以上含有してもよい。 一方 、 上記元素の多量添加は、 延性や熱間加工性の劣化を招くので、 1 種又は 2種以上の合計添加量の上限を 1 %とする。
また、 C a、 M g、 L a、 Y、 C eは、 適量添加によ り介在物制 御、 特に微細分散化に寄与するので、 これら元素の 1種又は 2種以 上を、 合計添加量で 0. 0 0 0 1 %以上添加する。 一方、 これら元 素の過剰添加は、 铸造性や熱間加工性などの製造性、 及び、 鋼板製 品の延性を低下させるので、 0. 5 %を上限とする。
L a、 Y、 C e以外の R EMも適量添加によ り介在物制御、 特に 、 .微細分散化に寄与するので、 必要に応じて 0. 0 0 0 1 %以上添 加する。 一方、 上記 R EMの過剰添加は、 コス トアップを伴う他、 鎳造性や熱間加工性などの製造性、 及び、 鋼板製品の延性を低下さ せるので、 0. 5 %を上限とする。
不可避的不純物と して、 例えば、 S nや S bなどがあるが、 これ ら元素を合計で 0. 2 %以下含有しても、 本発明の効果を損なわな い。
Oは特に限定しないが、 適量を含有すると、 曲げ性や穴拡げ性を 改善する効果がある。 一方、 多すぎると、 逆に、 これらの特性を劣 化させるので、 O量は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 %が好ましい。 鋼板のミクロ組織は特に限定するものではないが、 高い降伏比と 良好な延性を得るには、 主相と してべィナイ トまたはべィ二ティ ッ クフェライ トが適しており、 面積率で 3 0 %以上とする。
ここで言うペイナイ トは、 ラス境界に炭化物が生成している上部 ベイナイ ト、 及び、 ラス内に微細炭化物が生成している下部べイナ ィ トの双方を含む。
また、 べィニティ ックフェライ トは、 炭化物のないべィナイ トを 意味し、 例えば、 ァシキユラ一フェライ トが、 その 1例である。
穴拡げ性や曲げ性の向上には、 炭化物が微細分散している下部べ イナイ ト、 又は、 炭化物のないべィニティ ックフェライ トやフェラ ィ トが主相で、 面積率が 8 5 %を超えることが望ましい。
一般に、 フヱライ トは軟質であり、 鋼板の降伏比を低下させるが
、 未再結晶フェライ トのように転位密度の高いフェライ トは、 この 限りではない。
なお、 上記ミクロ組織の各相、 フェライ ト、 べィニティ ックフエ ライ ト、 べィナイ ト、 オーステナイ ト、 マルテンサイ ト、 界面酸化 相、 及び、 残部組織の同定、 存在位置の観察及び面積率の測定は、 ナイタール試薬、 及び、 特開昭 5 9— 2 1 9 4 7 3号公報に開示さ れた試薬によ り、 鋼板圧延方向断面又は圧延直角方向断面を腐食し て、 5 0 0倍〜 1 0 0 0倍の光学顕微鏡で観察すること、 及び Z又 は、 1 0 0 0〜 1 0 0 0 0 0倍の電子顕微鏡 （走査型および透過型 ) で-観察することによ り可能である。 - - 各 2 0視野以上の観察を行い、 ポイントカウント法や画像解析に より、 各組織の面積率を求めることができる。
T S X E 1 は、 7 8 0 MP a以上の引張強度をもつ高強度鋼板を 前提と して、 優れた延性を発揮するために、 T S X E 1 ≥ 3 3 2 0 が望ましい。 3 3 2 0未満では、 延性が確保できない場合が多く、 強度と延性のパランスを欠く。
また、 Y R X T S X E 11/2は、 7 8 0 MP a以上の引張強度を もつ高強度鋼板を前提として、 高降伏比および優れた延性を発揮す るために、 YR X T S X E l 1/2≥ 2 3 2 0以上が望ましい。 2 3 2 0未満では降伏比または延性が確保できない場合が多く、 パラン スを欠く。
次に、 上記 （ 9 ) 、 （ 1 0 ) 、 及び、 （ 1 1 ) の発明、 即ち、 溶 接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板、 高降伏比高強度溶融 亜鉛めつき熱延鋼板、 高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼 板の製造方法について、 以下に述べる。
鋼成分の調整は、 通常の高炉一転炉法の他、 電気炉等で行っても よい。
铸造法も特に限定するものではなく、 通常の連続铸造法ゃィンゴ ッ ト法、 薄スラブ錶造を用いて铸造スラブを製造すればよい。
铸造スラブをー且冷却し、 再加熱してから熱間圧延を施してもよ いし、 冷却せずに直接熱間圧延を行ってもよい。
一旦、 1 1 6 0 °C未満となった場合には、 1 1 6 0 °C以上に加熱 する。 加熱温度が 1 1 6 0 °C未満では、 偏祈などの影響で製品の曲 げ性ゃ穴拡げ性が劣化するので、 1 1 6 0 °Cを下限とする。 好まし く は 1 2 0 0 °C以上、 よ り好ましく は 1 2 3 0 °C以上である。
熱延の最終仕上げ温度は、 Ar3変態温度以上とする。 この温度が A r3変態温度未満となると、 熱延板中に圧延方向に展伸したフェラ ィ ト粒が生成し、 延性や曲げ性が劣化する。
熱間圧延終了から 6 5 0でまで、 平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ s で冷却する。 2 5 °C/ s未満では、 高降伏比を得ることが困難とな り、 逆に 7 0 °C/ s超では、 延性が劣化する場合がある。 3 5〜 5 0 °C /sがよ り好ましい範囲である。
熱延後は 7 0 0 °C以下で卷取る。 この卷取り温度が 7 0 0 °C超と なると、 熱延組織中にフェライ トゃパーライ 卜が多量に生成して、 高い降伏比を得ることができない。 卷取り温度は、 6 5 0 °C以下が 好ましく、 更には 6 0 0 °Cがよ り好ましい。 卷取り温度の下限は特に定めないが、 室温以下とするのは困難で あるので、 室温を下限とする。 延性確保を考慮すれば、 4 0 0 °C以 上がより好ましい。
なお、 粗圧延パー同士を接合して連続的に仕上げ熱延を行っても よい。 この際、 粗圧延パーを一旦巻き取ってもよい。
このよ うにして製造した熱延鋼板を酸洗した後、 該鋼板に必要に 応じてスキンパスを施してもよい。 形状矯正、 耐常温時効性の改善 、 強度調整等のため圧下率 4 . 0 %まで行ってもよい。
圧下率が 4 . 0 %を超えると、 延性が著しく劣化するので、 4 . 0 %を上限とする。 一方、 圧下率が 0 . 1 %未満では、 効果が小さ く 、 制御も困難なので、 0 . 1 %が下限である。
スキンパスはィ ンライ ンで行ってもよいし、 オフライ ンで行って もよい。 また、 一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし 、 数回に分けて行ってもよい。
このよ う にして製造した熱延鋼板を連続溶融亜鉛めつきラインに 通板して溶融亜鉛めつき処理を施す際、 最高加熱温度を 5 0 0 °C以 上 9 5 0 °C以下とする。 5 0 0 °C未満では、 めっき浴に鋼板が装入 される際に鋼板温度が 4 0 0 °Cとなってしまい、 その結果、 めつき 浴温度が低下し、 生産性が低下する。
一方、 9 5 0 °C超では、 板破断や表面性状の劣化を誘発するので 、 9 5 0 °Cを上限とする。 6 0 0 °C以上 9 0 0 °C未満がよ り好まし い範囲である。
いわゆる無酸化炉 （N O F ) —還元炉 （R F ) からなる溶融亜鉛 めっきライ ンの場合には、 無酸化炉での空気比を 0 . 9〜 1 . 2 と することによ り、 鉄の酸化を促し、 続く還元処理によって表面の鉄 酸化物を金属鉄として、 めっき性や合金化反応性を向上することが できる。 また、 N O Fのないタイプの溶融亜鉛めつきラインでは、 露点を 一 2 0 °C以上とすることが、 めっき性や合金化反応性に有利に働く めっき浴浸漬前の板温は、 めっき浴温度を一定に保ち生産効率を 確保する観点で重要である。 （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °C〜 （亜 鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cの範囲が好ましく、 （亜鉛めつき浴温度 - 1 0 ) °C〜 （亜鉛めつき浴温度 + 3 0 ) °Cがよ り好ましい範囲で ある。 この温度が （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °Cを下回ると、 降伏 比が 0 . 6 8を下回る場合もある。
その後合金化処理を行う場合は、 4 8 0 °C以上の温度に加熱し亜 鉛めつき層を鉄と反応させ、 Z n — F e合金層とする。 この温度が 4 8 0 °C未満では、 合金化反応が十分に進行しないので、 4 8 0 °C を下限とする。
上限は特に設けないが、 6 0 0 °C以上では合金化が進みすぎて、 めっき層が剥離しやすくなるので、 6 0 0 °C未満とすることが好ま しい。
溶融亜鉛めつき処理後、 又は、 合金化処理後に、 形状矯正、 耐常 温時効性の改善、 強度調整等のため、 - 0 . 1 %以上の圧下率のスキ ンパスを施す。 0 . 1 %未満では十分な効果が得られない。 圧下率 の上限は特に設けないが、 必要に応じて圧下率 5 %までのスキンパ スを行う。 スキンパスはインライン、 オフラインのいずれで行って もよく、 また複数回に分けて実施してもよい。
本発明の熱延鋼板は、 溶接性にも優れていて、 上述の通り、 スポ ッ ト溶接に対して特に優れた特性を示す他、 通常行われる溶接方法 、 例えば、 アーク、 T I G、. M I G、 マッシュおよびレーザー等の 溶接方法にも適合する。
本発明の熱延鋼板はホッ トプレスにも適合する。 即ち、 本鋼板を 9 0 0 °C以上の温度に加熱後、 プレス成形して焼き入れることによ つて降伏比の高い成形品を得ることができる。 そして、 この成形品 は、 その後の溶接性にも優れている。 また、 本発明の熱延鋼板は耐 水素脆性にも優れている。
次に、 上記 （ 1 2 ) 、 （ 1 3 ) 、 及び、 （ 1 4) の発明、 即ち、 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板、 高降伏比高強度溶 融亜鉛めつき鋼板、 高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製 造方法について、 以下に述べる。
鋼成分の調整は、 通常の高炉一転炉法の他、 電気炉等で行っても よい。
錶造法も特に限定するものではなく、 通常の連続铸造法ゃィンゴ ッ ト法、 薄スラブ铸造を用いて錶造スラブを製造すればよい。
鎳造スラブを一旦冷却し、 再加熱してから熱間圧延を施してもよ いし、 冷却せずに直接熱間圧延を行ってもよい。 ー且、 1 1 6 0 °C 未満となった場合には、 1 1 6 0 °C以上に加熱する。
加熱温度が 1 1 6 0 °C未満では、 偏析などの影響で製品の曲げ性 や穴拡げ性が劣化するので、 1 1 6 0 °Cを下限とする。 好ましく は 1 2 0 0 °C以上、 よ り好ましくは 1 2 3 0 °C以上である。
熱延の最終仕上げ温度は、 A r3変態温度以上とする。 この温度が Ar3変態温度未満となると、 熱延板中に圧延方向に展伸したフェラ ィ ト粒が生成し、 延性や曲げ性が劣化する。
熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで、 平均冷却速度 2 5〜 7 0 °C/ s で冷却する。 2 5 °C/s未満では、 高降伏比を得ることが困難とな り、 逆に 7 0 °C/ s超では、 冷延性や板形状が悪化したり、 延性が 劣化する場合がある。 3 5〜 5 0 °C/sがよ り好ましい範囲である。 熱延後は 7 5 0 °C以下で卷取る。 この温度が 7 5 0 °C超となると 、 熱延組織中にフェライ トゃパーライ トが多量に生成して、 最終製 品の組織が不均一となり、 曲げ性や穴拡げ性が低下する。 卷取り温 度は 6 5 0 °C以下で卷取ることが好ましく、 6 0 0 °C以下であれば 、 よ り好ましい。
卷取り温度の下限は特に定めないが、 室温以下とするのは困難で あるので、 室温を下限とする。 延性確保を考慮すれば 4 0 0 °C以上 がよ り好ましい。
なお、 粗圧延パー同士を接合して連続的に仕上げ熱延を行っても よい。 この際、 粗圧延バーを一且卷き取ってもよい。
このようにして製造した熱延鋼板を酸洗した後、 該鋼板に、 必要 に応じてスキンパスを施してもよい。 形状矯正、 耐常温時効性の改 善、 強度調整等のため圧下率 4 . 0 %まで行ってもよい。 圧下率が 4 . 0 %を超えると、 延性が著しく劣化するので、 4 . 0 %を上限 とする。
一方、 圧下率が 0 . 1 %未満では、 効果が小さく、 制御も困難な ので、 0 . 1 %が下限である。
スキンパスはィンライ ンで行ってもよいし、 才フライ ンで行って もよい。 また、 一度に目的の圧下率のスキンパスを行ってもよいし 、 数回に分けて行ってもよい。 ■ - 酸洗した熱延鋼板を圧下率 3 0〜 8 0 %で冷間圧延して、 連増焼 鈍ライン又は連続溶融亜鉛めつきラインに通板する。 圧下率が 3 0 %未満では、 形状を平坦に保つことが困難である。 また、 圧下率が 3 0 %未満では、 最終製品の延性が劣悪となるので、 圧下率は、 3 0 %を下限とする。
一方、 圧下率を 8 0 %以上とすると、 冷延荷重が非常に大きくな るので、 生産性を阻害する。 4 0〜 7 0 %が、 好ましい圧下率であ る。
連続焼鈍ラインを通板するに際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速 度を 1 0〜 3 0 °C / s とする。 平均加熱速度が 1 0 °C / s未満では、 高降伏比を得ることが困難となり、 逆に、 3 0 °C / s超では、 良好 な延性を確保することが困難となる場合がある。 この理由は明らか ではないが、 加熱中の、 転位の回復挙動に関係していると思われる 連続焼鈍ラインを通板する場合の最高加熱温度は、 7 5 0 〜 9 5 0 °Cである。 7 5 0 °C未満ではひ→ γ変態が生じないか、 又は、 僅 かしか生じないので、 最終組織を変態組織とすることができず、 降 伏比が高くならなかったり、 伸びが劣悪になったりする。 よって、 最高加熱温度は 7 5 0 °Cが下限である。
一方、 最高加熱温度が 9 5 0 °C超となると、 板の形状が劣悪とな るなどの トラブルを誘発するので、 9 5 0 °Cを上限とする。
この温度域での熱処理時間は特に限定しないが、 鋼板の温度均一 化のために、 1秒以上が必要である。 しかし、 熱処理時間が 1 0分 超では、 粒界酸化相生成が促進される うえ、 コス トの上昇を招くの で、 熱処理時間は 1 0分以下が好ましい。
加熱後の冷却過程で、 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却 速度を、 5 °C / s以上で冷却する。 5 °C / s未満では、 パーライ トが 生成して降伏比を低下させ、 曲げ性や伸びフランジ成形性を劣化さ せる場合がある。
その後、 必要に応じて 1 0 0 〜 5 5 0 °Cの範囲で 6 0秒以上保持 する熱処理を施してもよい。 この熱処理によって、 伸びや曲げ性が 向上する場合がある。 熱処理温度が 1 0 0 °C未満では効果が小さく 、 一方、 5 5 0 °C以上とするのは困難である。 好ましく は、 2 0 0 〜 4 5 0 °Cである。
熱処理後のスキンパス圧延の圧下率は、 0 . 1 %以上とする。 圧 下率は、 0 . 1 %未満では十分な効果が得られない。 圧下率の上限 は特に設けないが、 必要に応じて圧下率 5 %までのスキンパスを行 う。 スキンパスはイ ンライ ン、 オフライ ンのいずれで行ってもよく 、 また複数回に分けて実施してもよい。 よ り好ましい圧下率の範囲 は 0. 3〜 2. 0 %である。 熱処理の後、 各種めつきを施してもよ い。
冷延後に連続溶融亜鉛めつきラインを通板する場合の 7 0 0 °Cま での平均加熱速度と最高到達温度も、 連続焼鈍ライン通板する場合 と同様の理由によ り、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C / s とし、 最高加熱温度は、 7 5 0〜 9 5 0 °Cとする。
いわゆる、 無酸化炉 （NO F) —還元炉 （R F) からなる溶融亜 鉛めつきライ ンの場合には、 無酸化炉での空気比を 0. 9〜 1. 2 とすることによ り、 鉄の酸化を促し、 続く還元処理によって表面の 鉄酸化物を金属鉄として、 めつき性や合金化反応性を向上すること ができる。
また、 NO Fのないタイプの溶融亜鉛めつきラインでは、 露点を 一 2 0 °C以上とすることが、 めつき性や合金化反応性に有利に働く 加熱後の冷却過程で、 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における冷却速度 を、 5 °C/ s以上で冷却する。 5 °C/ s未満では、 パーライ トが生成 して降伏比を低下させ、 曲げ性や伸びフランジ成形性を劣化させる 場合がある。
最高加熱温度に到達した後のめっき浴浸漬前の冷却停止温度は、 (亜鉛めつき浴温度 _ 4 0 ) °C〜 （亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) でと する。 この温度が （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °Cを下回ると、 降伏 比が 0. 6 4を下回る場合があるばかりでなく、 めっき浴浸入時の 抜熱が大きいことなどによる操業上の問題も生じる。
また、 冷却停止温度が （亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cを超える と 、 めっき浴温度上昇に伴う操業上の問題を誘発する。 亜鉛めつき浴 は、 必要に応じて亜鉛以外の元素を含有してもよい。
また、 合金化処理を行う場合には、 4 8 0 °C以上で行う。 合金化 温度が 4 8 0 °C未満であると、 合金化の神鋼が遅く、 生産性が悪い 。 合金化処理温度の上限は特に限定しないが、 6 0 0 °Cを超えると 、 パーライ ト変態が生じて、 降伏比が低下したり、 曲げ性や穴拡げ 性が劣化するので、 6 0 0 °Cが実質的な上限である。
溶融亜鉛めつき鋼板にスキンパスを施してもよい。 スキンパスの 圧下率は、 0 . 1 %未満では十分な効果が得られない。 圧下率の上 限は特に設けないが、 必要に応じて圧下率 5 %までのスキンパスを 行う。 スキンパスはィ ンライ ン、 オフライ ンのいずれで行ってもよ く、 また複数回に分けて実施してもよい。 より好ましい圧下率の範 囲は 0 . 3〜 2 . 0 %である。
本発明の冷延鋼板は、 溶接性にも優れていて、 上述の通り、 スポ ッ ト溶接に対して特に優れた特性を示す他、 通常行われる溶接方法 、 例えば、 アーク、 T I G、 M I G、 マッシュおよびレーザー等の 溶接方法にも適合する。
本発明の冷延鋼板はホッ トプレスにも適合する。 即ち、 本鋼板を 9 0 0 °C以上の温度に加熱後、 プレス成形して焼き入れることによ つて降伏比の高い成形品を得ることができる。 そして、 この成形品 は、 その後の溶接性にも優れている。 また、 本発明の冷延鋼板は耐 水素脆性にも優れている。
以下、 実施例によって本発明を、 更に詳細に説明する。
〔実施例〕
実施例 1〜 4は、 本発明の熱延鋼板に係る実施例である。
(実施例 1 ) 表 1 に示す化学組成を転炉にて調整しスラブと した。 スラブを 1 2 4 0 °Cに加熱し、 Ar3変態温度以上である 8 9 0 °C〜 9 1 0 °Cで 熱延を完了し、 厚さ 1. 8 mmの鋼帯を 6 0 0 °Cで卷取った。
この鋼板を酸洗した後、 該鋼板に表 2に示す圧下率のスキンパス を施した。 この鋼板から、 J I S 5号引張り試験片を採取して、 圧 延方向に対して直角方向の引張特性を測定した。
スポッ ト溶接は次の条件 （ a ) 〜 （ e ) で行った。
( a ) 電極 （ドーム型） ： 先端径 8 mm φ
( b ) 加圧力 ： 5. 6 k N
( c ) 溶接電流 ： 散り発生直前の電流 （C E) 、 及び、
( C E + 1. 5 ) k A
( d ) 溶接時間 ： 1 7サイクル
( e ) 保持時間 ： 1 0サイクル
溶接後、 J I S Z 3 1 3 7に準拠して十字型引張試験を行つ た。
溶接電流を C Eとする溶接を 1 0回行ったときの C T Sの最低値 を 1 として、 溶接電流を散り発生領域である （ C E + 1 . 5 ) k A とする溶接を 1 0回行ったときの C T Sの最低値が 0. 7未満を X 、 0. 7以上 0. 8未満を〇、 0. 8以上を◎と した。
本発明の鋼板は、 溶接性に優れ高降伏比でありながら、 延性にも 比較的優れている。
表"!
C Si Mn P S Al N Ti Nb Mo B その他 備考
A-1 0.033 0.59 2.10 0.005 0.0022 0.031 0.0026 0.022 0.019 0.29 0.0030 本発明
A-2 0.034 0.57 2.09 0.004 0.0028 0.030 0.0025 0.003 0.020 0.30 0.0028 比較例
B-1 0.039 0.56 2.10 0.004 0.0024 0.028 0.0029 0.020 0.022 0.14 0.0025 本発明
B-2 0.035 0.55 2.12 0.005 0.0025 0.029 0.0030 0.019 0.020 0.30 - 比較例
C-1 0.052 0.54 2.13 0.006 0.0031 0.028 0.0020 0.019 0.022 0.14 0.0019 本発明
C - 2 0.050 0.54 2.08 0.005 0.0020 0.024 0.0025 0.020 二 0.15 0搬 0 比較例
D-1 0.044 0.55 2.14 0.004 0.0026 0.025 0.0031 0.022 0.021 0.15 0.0022 本発明
D - 2 0.042 0.56 2.16 0.∞5 0.0025 0.027 0.0022 0.015 0.019 一 0.0033 比較例
E - 1 0.050 0.55 2.00 0.003 0.0024 0.030 0.0025 0.025 0.018 0.16 0.0030 本発明
E-2 0.050 0.55 2.01 0.004 0.0024 0.027 0.0023 0.023 0.021 - - 比較例
E-3 0.049 0.28 1.98 0.004 0.0026 0.030 0.0028 0.024 0.019 0.15 0.0027 比較例
F-1 0.047 0.60 1.84 0.005 0.0019 0.034 0.0026 0.021 0.026 0.25 0.0024 Cr=0.46 本発明
F-2 0.046 0.62 1.66 0.006 0.0030 0.024 0.0028 0.024 0.024 0.30 0.0030 Gr二 0.67 比較例
G-1 0.062 0.84 2.09 0.01 1 0.0016 0.029 0.0028 0.020 0.042 0.14 一 比較例
G-2 0.1 1 1 0.01 1.74 0.008 0.0026 0.030 0.0025 0.011 0.042 - ― 比較例
H-1 0.070 0.55 2.41 0.008 0.0023 0.022 0.0024 0.020 0.052 0.09 0.001 1 本発明
H-2 0.075 1.33 2.25 0.008 0.0024 0.020 0.0029 0.020 0.020 0.08 0.0009 比較例
1-1 0.060 0.60 2.10 0.007 0.0020 0.034 0.0026 0.020 0.020 0.30 0.0030 本発明
I一 2 0.061 0.58 2.08 0.006 0.0024 0.030 0.0034 一 - 0.35 0.0033 比較例
J一 1 0.050 0.59 2.49 0.007 0.0021 0.030 0.0030 0.020 0.050 0.15 0.0031 本発明
J- 2 0.123 0.52 2.51 0.007 0.0022 0.021 0.0027 ― 二 - 一 比較例
K-1 0.085 0.60 2.52 0.004 0.0032 0.029 0.0023 0.019 0.021 0.15 0.0025 本発明 -2 0.090 0.01 2.60 0.004 0.0029 0.028 0.0026 0.041 0.016 0.15 0.0023 比較例
L-1 0.081 0.61 2.49 0.01 1 0.0027 0.029 0.0027 0.020 0.022 0.14 0.0025 GFO.40 本発明
L - 2 0.082 0.60 2.50 0.008 0.0031 0.027 0.0028 0.022 0.020 0.15 - Cr=0.40 比較例 -1 0.074 0.55 2.65 0.003 0.0020 0.024 0.0021 0.023 0.040 0.30 0.0032 本発明
M-2 0.076 0.55 2.66 0.005 0.0019 0.025 0.0028 0.020 0.068 0.29 0.0026 Sn=0.03 比較例
N-1 0.089 0.60 2.44 0.004 0.0021 0.027 0.0026 0.018 0.022 0.15 0.0019 本発明
N-2 0.091 0.60 2.45 0.004 0.0018 0.030 0.0022 0.122 0.021 0.16 0.0022 Cu=0.1 1 比較例
0-1 0.079 0.58 2.51 0.004 0.0026 0.033 0.0028 0.015 0.016 0.15 0.0016 V=0.07 本発明
0-2 0.150 0.51 2.62 0.006 0.0022 0.026 0.0033 二 - - - 比較例
P - 1 0.096 0.58 3.03 0.008 0.0016 0.007 0.0030 0.029 0.020 0.40 0.0029 V=0.044 本発明
P-2 0.153 0.72 2.98 0.007 0.0026 0.011 0.0025 0.016 - 0.09 一 Ca=0.0022 比較例
表 2
Figure imgf000029_0001
* {110)とは板厚 1/8層における（110}の X線面強度比
(実施例 2 )
実施例 1の熱延鋼板に対し、 連続合金化溶融亜鉛めつき設備にて 、 熱処理と溶融亜鉛めつきを施した。 このとき、 最高到達温度を 8
5 0 °Cと した。 加熱速度 2 0 °Cノ s で 7 4 0 °Cまで昇温し、 次に、 昇温速度 2 °C/秒で 8 5 0 °Cまで昇温し、 その後、 0. 2 °C /秒の 冷却速度で 8 3 0 °Cまで冷却し、 更に、 その後、 冷却速度を 2 °C/ 秒と し 4 6 0 °Cまで冷却した。
引き続き、 めっき槽 （浴組成 ： 0. 1 1 %Α 1 _ Ζ η、 浴温 ： 4
6 0 °C) に浸漬し、 その後、 3 °CZ s の昇温速度で、 表 3に示す 5 2 0 °C〜 5 5 0 °Cの各温度まで加熱し、 3 0秒保持して合金化処理 を施し、 その後、 冷却した。
めっきの目付け量は、 両面とも約 5 0 g Zm2と した。 スキンパ スの圧下率は、 表 3に示すとおりである。
これらの鋼板から J I S 5号引張り試験片を採取して、 圧延方向 に対して直角方向の引張特性を測定した。 各鋼板の引張特性、 めつ き性、 合金化反応性、 スポッ ト溶接性を表 3に示す。
スポッ ト溶接性の評価は、 実施例 1 と同様にして行い、 めっき性 、 合金化反応性は、 それぞれ、 以下のようにして評価した。
(めっき性）
〇 ： 不めっきなし
△ ： 不めつき若干あり
X ： 不めっき多い
(合金化反応性）
〇 ： 表面外観に合金化ムラなし
△ ： 表面外観に合金化ムラ若干あり
X ： 表面外観に合金化ムラ多い
本発明の要件を満たす発明鋼は、 比較鋼よ り も降伏比と溶接性と 強度とのパラ ンスに優れている。
Figure imgf000032_0001
* 11 10}とは板厚 1 /8層における [ 1 10)の X線面強度比
(実施例 3 )
実施例 1の熱延鋼板のうち B— 1、 E— 2、 L— 1の 3種類に対 し、 連続合金化溶融亜鉛めつき設備にて、 熱処理と溶融亜鉛めつき を施した。 このとき、 最高到達温度を 7 0 0〜 9 7 0 °Cまで変化さ せた。
加熱速度 2 0 °C/ sで （最高到達温度一 1 0 0 ) °Cまで昇温し、 次に、 昇温速度 2 °CZ秒で最高到達温度まで昇温し、 その後、 0. 2 °CZ秒の冷却速度で （最高到達温度 _ 2 0 ) °Cまで冷却し、 更に 、 その後、 冷却速度を 2 °C /秒と し 4 6 0 °Cまで冷却した。
引き続き、 めっき槽 （浴組成 ： 0. 1 1 % A 1 — Z n、 浴温 ： 4 6 0 °C) に浸漬し、 その後、 3 °C/ s の昇温速度で、 表 4に示した 5 2 0 °C〜 5 5 0 °Cの各温度まで加熱し、 3 0秒保持して合金化処 理を施し、 その後、 冷却した。
めっきの目付け量は両面とも約 5 0 g Zm2と した。 スキンパス の圧下率は、 表 4に示すとおりである。
本発明の要件を満たす場合には、 比較例に比べて降伏比が高く、 溶接性にも優れている。
表 4
最高到達温度. 合金化処理温度, °C スキンパス圧下率,％ TS, MPa YS, MPa El % YR TS*EI , 2 YR*TS*EI 1 2 [110) * スポット溶接性 備考
700 520 .0.5 784 687 18 0.88 3326 2915 2.4 ◎ 本発明例
8∞ 520 0.5 822 716 17 0.87 3389 2952 2.6 ◎ 本発明例
B-1 840 520 0.5 819 704 17 0.86 3377 2903 2.5 本発明例
880 520 0.5 795 655 18 0.82 3373 2779 2.4 ◎ 本発明例
970 520 0.5 747 495 20 0.66 3341 2214 2.0 ◎ 比較例
700 550 0.5 714 447 21 0.63 3272 . 2048 1.6 X 比較例
800 550 0.5 746 478 19 0.64 3252 2084 1.5 X 比較例
E-2 840 550 0.5 766 469 18 0.61 3250 1990 1.4 X
880 550 0.5 703 423 20 0.60 3144 1892 1.2 X 比較例
970 550 0.5 668 382 22 0.57 3133 1792 0.9 X 比較例
700 550 0.3 1054 894 14 0.85 3944 3345 2.4 ◎ 本発明例
800 550 0.3 1184 921 13 0.78 4269 3321 2.7 ◎ 本発明例
L-1 840 550 0.3 1179 902 12 0.77 4084 3125 2.6 ◎ 本発明例
880 550 0.3 1196 920 12 0.77 4143 3187 2.5 ◎ 本発明例
970 550 0.3 1042 668 13 0.64 3757 2409 2.5 ◎ 比較例
* (110}とは板厚 1 /8層における【 110}の X線面強度比
食 (実施例 4 )
表 1 における試料 E— 1、 E— 2、 1 — 1、 1 — 2、 L一 1、 L — 2を、 実施例 2 と同様にして、 めっき槽への浸漬まで行った後、 室温まで空冷した。 めっきの目付け量は両面とも約 4 5 g /m2と した。 スキンパスの圧下率は、 表 5に示したとおりである。
本発明の要件を満たす発明鋼は、 比較鋼より も、 降伏比と溶接性 と強度とのパランスに優れている。
表 5
Figure imgf000036_0001
* 10]とは板厚 1/8層における [110)の X線面強度比
実施例 5〜 7は本発明の冷延鋼板である。
(実施例 5 )
表 6に示す化学組成を転炉にて調整しスラブと した。 スラブを 1 2 5 0 °Cに加熱し、 Ar3変態温度以上である 8 8 0 °C〜 9 1 0 °Cで 熱延を完了し、 厚さ 3. 0 mmの鋼板を 5 5 0 °Cで卷取った。
この鋼板を酸洗した後、 冷延によって板厚を 1 . 4 mmと した。 引き続き、 熱処理を表 7に示す条件で行った。 最高到達温度にて 9 0秒間保持して （最高到達温度一 1 3 0 ) °Cまで 5 °CZ秒で冷却 した。 その後、 続く付加的な熱処理温度までは、 3 0 °C/秒で冷却 し、 付加的熱処理を約 2 5 0秒間行った。 スキンパス圧下率は表 7 に示すとおりである。
これらの鋼板から J I S 5号引張り試験片を採取して、 圧延方向 に対して直角方向の引張特性を測定した。 スポッ ト溶接は次の条件 ( a ) 〜 （ e ) で行った。
( a ) 電極 （ドーム型） ： 先端径 6 πιπι ψ
( b ) 加圧力 ： 4. 3 k N
( c ) 溶接電流 ： 散り発生直前の電流 （C E) 、 及び、
( C E + 1 . 5 ) k A
( d ) 溶接時間 ： 1 5サイクル
( e ) 保持時間 ： 1 0サイクル
溶接後、 J I S Z 3 1 3 7に準拠して十字型引張試験を行つ た。 溶接電流を C Eとする溶接を 1 0回行ったときの C T Sの最低 値を 1 と して、 溶接電流を散り発生領域である （C E + 1 . 5 ) k Aとする溶接を 1 0回行ったときの C T Sの最低値が 0. 7未満を X、 0. 7以上 0. 8未満を〇、 0. 8以上を◎と した。
本発明の鋼板は溶接性に優れ、 高降伏比でありながら、 延性にも 比較的優れている。 表 6
C Si Mn P S Al N Ti Nb o B その他 備考
A-1 0.033 0.59 2.10 0.005 0.0022 0.031 0.0026 0.022 0.019 0.29 0.0030 本発明
A-2 0.034 0.57 2.09 0.004 0.0028 0.030 0.0025 0.003 0.020 0.30 0.0028 比較例
B-1 0.035 0.54 2.10 0.004 0.0028 0.026 0.0024 0.017 0.030 0.20 0.0020 不発
B-2 0.035 0.55 2.12 0.005 0.0025 0.029 0.0030 0.019 0.020 0.30 - 比較例
C-1 0.052 0.54 2.13 0.006 0.0031 0.028 0.0020 0.019 0.022 0.14 0.0019 不発明
C-2 0.050 0.54 2.08 0.005 0.0020 0.024 0.0025 0.020 二 0.15 0.0020 比較例
D-1 0.044 0.55 2.14 0.004 0.0026 0.025 0.0031 0.022 0.021 0.15 0.0022 本発明
D - 2 0.042 0.56 2.16 0.005 0.0025 0.027 0.0022 0.015 0.019 - 0.0033 比較例
E-1 0.050 0.55 2.00 0.003 0.0024 0.030 0.0025 0.025 0.018 0.16 0.0030 本発明
E-2 0.050 0.55 2.01 0.004 0.0024 0.027 0.0023 0.023 0.021 - 二 比較例
E-3 0.049 0.28 1.98 0.004 0.0026 0.030 0.0028 0.024 0.019 0.15 0.0027 比較例
F - 1 0.047 0.60 1.84 0.005 0.0019 0.034 0.0026 0.021 0.026 0.25 0.0024 Gr^0.46 本発明
F-2 0.046 0.62 1.66 0.006 0.0030 0.024 0.0028 0.024 0.024 0.30 0.0030 Gr^0.67 比較例
G-1 0.062 0.84 2.09 0.011 0.0016 0.029 0.0028 0.020 0.042 0.14 - 比較例
G-2 0.1 1 1 0.01 1.74 0.008 0.0026 0.030 0.0025 0.01 1 0.042 - - 比較例
H-1 0.070 0.55 2.41 0.008 0.0023 0.022 0.0024 0.020 0.052 0.09 0.001 1 本発明
H - 2 0.075 1.33 2.25 0.008 0.0024 0.020 0.0029 0.020 0.020 0.08 0.0009 比較例
1-1 0.060 0.60 2.10 0.007 0.0020 0.034 0.0026 0.020 0.020 0.30 0.0030 本発明
I-2 0.061 0.58 2.08 0.006 0.0024 0.030 0.0034 二 二 0.35 0.0033 比較例
J-1 0.050 0.59 2.49 0.007 0.0021 0.030 0.0030 0.020 0.050 0.15 0.0031 本発明
J-2 0.123 0.52 2.51 0.007 0.0022 0.021 0.0027 - - - - 比較例
K-1 0.085 0.60 2.52 0.004 0.0032 0.029 0.0023 0.019 0.021 0.15 0.0025 本発明
K-2 0.090 0.01 2.60 0.004 0.∞29 0.028 0搬 6 0.041 0.016 0.15 0.0023 比較例 し一 1 0.081 0.61 2.49 0.01 1 0.0027 0.029 0.0027 0.020 0.022 0.14 0.0025 Cr=0.40 本発明
L-2 0.082 0.60 2.50 0.008 0.0031 0.027 0.0028 0.022 0.020 0.15 - Gi^0.40 比較例
M-1 0.074 0.55 2.65 0.003 0.0020 0.024 0.0021 0.023 0.040 0.30 0.0032 本発明
M-2 0.076 0.55 2.66 0.005 0.0019 0.025 0.0028 0.020 0.068 0.29 0.0026 Sn二 0.03 比較例
N-1 0.089 0.60 2.44 0.004 0.0021 0.027 0.0026 0.018 0.022 0.15 0.0019 本発明
N-2 0.091 0.60 2.45 0.004 0.0018 0.030 0.0022 0.122 0.021 0.16 0搬 2 Cu二 0.11 比較例
0-1 0.079 0.58 2.51 0.004 0.0026 0.033 0.0028 0.015 0.016 0.15 0.0016 V=0.07 本発明
0-2 0.150 0.51 2.62 0.006 0.0022 0.026 0.0033 - - 二 二 比較例
P-1 0.097 0.55 3.05 0.006 0.0023 0.009 0.0029 0.034 0.019 0.40 0.0028 V二 0.040 本発明
P-2 0.153 0.72 2.98 0.007 0.0026 0.011 0.0025 0.016 - 0.09 一 Ca=0.0022 比較例
表 7
Figure imgf000039_0001
* (1 10)とは板厚 1/8層における t1 101の X線面強度比
(実施例 6 )
実施例 5 と同じ要領で冷延まで行い、 得られた冷延鋼板に対し、 連続合金化溶融亜鉛めつき設備にて熱処理と溶融亜鉛めつきを施し た。 このとき、 最高到達温度を種々変化させた。
加熱速度 2 0 °CZ秒で （最高到達温度一 1 2 0 ) °Cまで昇温し、 次に、 昇温速度 2 °C/秒で最高到達温度まで昇温し、 その後、 0. 2 °C/秒の冷却速度で （最高到達温度一 2 0 ) °Cまで冷却し、 その 後、 冷却速度を 2 °C /秒と して 6 2 0 °Cまで冷却し、 更に、 その後 、 冷却速度を 4°CZ秒と して 5 0 0 °Cまで冷却し、 引き続き、 冷却 速度を 2 °C /秒と して 4 7 0 °Cまで冷却した。
引き続き、 めっき槽 （浴組成 ： 0. 1 1 % A 1 — Z n、 浴温 ： 4 7 0 °C) に浸漬し、 その後、 3 °C/秒の昇温速度で 5 2 0 °C〜 5 5 0 °Cまで加熱し、 3 0秒保持して合金化処理を施した後、 冷却した 。 めっきの目付け量は両面とも約 6 0 g Zm2と した。 スキンパス の圧下率は、 表 8に示したとおりである。
これらの鋼板から J I S 5号引張り試験片を採取して、 圧延方向 に対して直角方向の引張特性を測定した。 各鋼板の引張特性、 めつ き性、 合金化反応性、 スポッ ト溶接性を表 8に示す。 スポッ ト溶接 性の評価は実施例 5 と同様にして行い、 めっき性、 合金化反応性は 、 それぞれ以下のようにして評価した。
(めっき性）
〇 ： 不めっきなし
△ ： 不めっき若干あり
X ： 不めっき多い
(合金化反応性）
〇 ： 表面外観に合金化ムラなし
△ ： 表面外観に合金化ムラ若干あり X ： 表面外観に合金化ムラ多い
本発明の要件を満たす発明鋼は、 比較鋼よ り も、 降伏比と溶接性 と強度とのパランスに優れている。
表 8
最高到達温度, °C 合金化処理温度, °c スキンパス圧下率 TS, MPa YS, MPa El % TS*EI'/2 YR YR*TS*Ell 2 {1 10] * スポット溶接性 めっき性 合金化反応性 備考
A-1 840 520 1.0 823 640 17 3393 0.78 2639 0.3 〇 〇 本発明
A- 2 840 520 1.0 819 518 18 3475 0.63 2198 0.4 〇 〇 〇
B-1 870 520 1.0 813 621 18 3449 0.76 2635 0.4 ◎ 〇 〇 本発明
B-2 870 520 1.0 816 516 18 3462 0.63 2189 0.6 〇 厶 比較例
C~1 870 520 1.0 848 653 16 3392 0.77 2612 0.5 ◎ 〇 〇 本発明
C-2 870 520 1.0 841 521 16 3364 0.62 2084 0.7 〇 〇 〇 比較例
D - 1 820 520 1.0 815 645 18 3458 0.79 2737 0.5 ◎ 〇 〇 本発明
D-2 820 520 1.0 796 483 19 3470 0.61 2105 0.6 〇 〇 比較例
E-1 850 520 1.0 834 638 16 3336 0.76 2552 0.5 ◎ 〇 〇 本発明
E-2 850 520 1.0 815 479 18 3458 0.59 2032 1.2 〇 Δ 比較例
E-3 850 520 1.0 831 635 13 2996 0.76 2290 0.6 ◎ 〇 〇 比較例
F— 1 790 520 ί.Ο 827 622 18 3509 0.75 2639 0.3 ◎ 〇 〇 本発明
F-2 790 520 1.0 820 545 14 3068 0.66 2039 0.5 〇 〇 〇 比較例
G-1 860 520 1.0 868 516 15 3362 0.59 1998 0.4 Δ Δ
G-2 860 520 1.0 852 509 16 3408 0.60 2036 11 〇 〇 比較例
H— 1 850 540 0.7 1032 670 12 3575 0.65 2321 0.5 ◎ 〇 〇 本発明
H— 2 850 540 0.7 W 524 14 3805 0.52 Ϊ961 0.6 比較例
1-1 840 540 0.7 999 806 13 3602 0.81 2906 0.3 ◎ 〇 〇 本発明
I-2 840 540 0.7 889 539 13 3205 0.61 1943 0.6 〇 〇 〇 比較例
J-1 840 540 0.7 1028 820 12 3561 0.80 2841 0.2 ◎ 〇 〇 本発明
J-2 840 540 0.7 1056 602 14 3951 0.57 2252 0.4 〇 Δ 比較例
Κ-ί 800 550 0.3 1215 919 11 4030 0.76 3048 0.3 ◎ 〇 〇 本発明
K-2 800 550 0.3 1 193 901 7 3156 0.76 2384 0.6 ◎ 〇 〇 比較例
L-1 860 550 0.3 1250 963 10 3953 0.77 3045 0.7 ® 〇 〇 本発明 し- 2 860 550 0.3 1185 701 10 3747 0.59 2217 1 〇 〇 Δ
M-1 810 550 0.3 1218 886 1 1 4040 0.73 2939 0.2 ◎ 〇 〇 本発明 -2 810 550 0.3 1227 954 7 3246 0.78 2524 0.4 〇 〇
N-1 820 550 0.3 1204 933 13 4341 0.77 3364 0.3 ◎ 〇 〇 本発明
N-2 820 550 0.3 1316 1 185 4 2632 0.90 2370 0.4 〇 〇 〇 比較例
0-1 880 550 0.3 1092 816 14 4086 0.75 3053 0.7 ◎ 〇 〇 本発明
0-2 880 550 0.3 1170 696 13 4218 0.59 2509 12 〇 Δ 比較例
Ρ-ΐ 870 550 0.2 1526 1204 7 4037 0.79 3185 0.3 ◎ 〇 O 本発明
P-2 870 550 0.2 1471 901 7 3892 0.61 2384 0.9 〇 Δ 比較例
* (110)とは板厚 1/8餍における（1 10}の X線面強度比
室 (実施例 7 )
表 6における試料 E— 1、 E— 2、 I一 1、 I一 2、 L— l 、 L _ 2を実施例 6 と同様にして、 めっき槽への浸漬まで行った後、 室 温まで空冷した。 めっきの目付け量は、 両面とも約 4 5 g " m 2と した。 スキンパスの圧下率は、 表 9に示したとおりである。
本発明の要件を満たす発明鋼は、 比較鋼より も、 降伏比と溶接性 と強度とのパランスに優れている。
表 9
Figure imgf000044_0001
*·Π 10}とは板厚 1/8層における [110}の X線面強度比
〔産業上の利用可能性〕
本発明によ り、 引張最高強度 （T S ) が 7 8 0 MP a以上である 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板と冷延鋼板、 高降伏 比高強度溶融亜鉛めつき鋼板、 更には、 高降伏比高強度合金化溶融 亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
したがって、 本発明は、 銅板の用途を拡大し、 鉄鋼産業及び鉄鋼 材利用産業の発展に寄与する。

Claims

1 . 質量。/。で、
C ： 0. 0 3 0超〜 0. 1 0 %未満、
S i ： 0. 3 0〜 0. 8 0 %、
M n ： 1. 7〜 3. 2 %
P ： 0. 0 0 1〜 0. 青 0 2 %、
S : 0. 0 0 0 1〜 0 . 0 0 6 %、
A 1 ： 0. 0 6 0 %以下 の
N : 0. 0 0 0 1〜 0 . 0 0 7 0 %
を含有し、 さらに
囲
T i ： 0. 0 1〜 0. 0 5 5 %、
N b ： 0. 0 1 2〜 0. 0 5 5 %、
Mo ： 0. 0 7〜 0. 5 5 %、
B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 4 0 %、
を含有すると同時に、
1 . 1 ≤ 1 4 X T i (%) + 2 0 X N b (%) + 3 XM o (%) + 3 0 0 X B (%) ≤ 3. 7
を満足し、 残部が鉄および不可避的不純物からなる鋼であり、 降伏 比が 0. 6 4以上 0. 9 2未満で、 T S X E 1 が 3 3 2 0以上かつ YR X T S X E 11 /2が 2 3 2 0以上、 引張最高強度 （T S ) が 7 8 0 MP a以上であることを特徴とする溶接性と延性に優れた高降 伏比高強度薄鋼板。
2. さらに、 質量％で、
C r ： 0. 0 1〜； 1. 5 %
N i ： 0. 0 1〜 2. 0 %、
C u ： 0. 0 0 1〜 2. 0 %、 C o ： 0. 0 1〜： L %、
W : 0. 0 1〜 0. 3 %、
の 1種または 2種を含有することを特徴とする請求の範囲 1に記载 の溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板。
3. 前記降伏比が 0. 6 8以上 0. 9 2未満であり、 鋼板の板厚 1 / 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比が 1 . 0 以上であることを特徴とする請求の範囲 1 または 2に記載の溶接性 と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板。
4. 前記降伏比が 0. 6 4以上 0. 9 0未満であり、 鋼板の板厚 1 / 8層における板面と平行な { 1 1 0 } 面の X線強度比が 1. 0 未満であることを特徴とする請求の範囲 1 または 2に記載の溶接性 と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板。
5. 請求の範囲 3に記載の化学成分からなる熱延鋼板に、 溶融亜 鉛めつき処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比 高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
6. 請求の範囲 3に記載の化学成分からなる熱延鋼板に、 溶融亜 鉛めつき処理し、 さ らに合金化処理したことを特徴とする溶接性と 延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
7. 請求の範囲 4に記載の化学成分からなる冷延鋼板に、 溶融亜 鉛めつき処理したことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比 高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
8. 請求の範囲 4に記載の化学成分からなる冷延鋼板に、 溶融亜 鉛めつき処理し、 さ らに合金化処理したことを特徴とする溶接性と 延性に優れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
9. 請求の範囲 3に記載の化学成分からなる鍚造スラブを、 直接 または一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度以 上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却速 度 2 5〜 7 0 °C / sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取ることを 特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板の製造方 法。
1 0 . 請求の範囲 5に記載の化学成分からなる錄造スラブを、 直 接または一且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 A r3変態温度 以上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却 速度 2 5〜 7 0 °C / sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取り、 そ の後、 連続溶融亜鉛めつきライ ンを通板するに際して、 最高加熱温 度を 5 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 （亜鉛めつき浴温度一 4 0 ) °C〜 （亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬 し、 圧下率 0 . 1 %以上のスキンパスを行う ことを特徴とする溶接 性と延性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めつき熱延鋼板の製造方 法。
1 1 . 請求の範囲 6に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直 接または一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 A r3変態温度 以上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却 速度 2 5〜 7 0 °C / sで冷却し、 7 0 0 °C以下の温度で卷取り、 そ の後、 連続溶融亜鉛めつきラインを通板するに際して、 _最高加熱温 度を 5 0 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 （亜鉛めつき浴温度— 4 0 ) 。じ〜 (亜鉛めつき浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬 し、 引き続いて 4 8 0 °C以上の温度で合金化処理を施し、 圧下率 0 . 1 %以上のスキンパスを行うことを特徴とする溶接性と延性に優 れた高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めつき熱延鋼板の製造方法。
1 2 . 請求の範囲 4に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直 接または一旦冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 A r3変態温度 以上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却 速度 2 5〜 7 0 °C / s で冷却し、 7 5 0 °C以下の温度で卷取り、 酸 洗後、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続焼鈍ラインを通板す るに際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/ s とし 、 最高加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱後の冷却過 程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5。0/1 s以上 で冷却し、 さ らに、 圧下率 0 . 1 %以上のスキンパスを施すことを 特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板の製造方 法。
1 3 . 請求の範囲 7に記載の化学成分からなる鎳造スラブを、 直 接またはー且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度 以上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却 速度 2 5〜 7 0 °C/ s で冷却し、 7 5 0 °C以下の温度で卷取り、 酸 洗後、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続溶融亜鉛めつきライ ンを通板するに際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/ s とし、 最高加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱 後の冷却過程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5 °C/ s以上で冷却し、 （亜鉛めつき浴温度 _ 4 0 ) °C〜 （亜鉛めつ き浴温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 圧下率 0 .
1 %以上のスキンパスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れ- た高降伏比高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
1 4 . 請求の範囲 8に記載の化学成分からなる铸造スラブを、 直 接またはー且冷却した後に 1 1 6 0 °C以上に加熱し、 Ar3変態温度 以上で熱間圧延を完了し、 熱間圧延終了から 6 5 0 °Cまで平均冷却 速度 2 5〜 7 0 °C/ s で冷却し、 7 5 0 °Cの温度で巻取り、 酸洗後
、 圧下率 3 0〜 8 0 %の冷延を施し、 連続溶融亜鉛めつきライ ンを 通板するに際して、 7 0 0 °Cまでの平均加熱速度を 1 0〜 3 0 °C/ s とし、 最高加熱温度を 7 5 0 °C以上 9 5 0 °C以下と し、 加熱後の 冷却過程で 5 0 0〜 6 0 0 °Cの範囲における平均冷却速度を 5 °C/ s以上で冷却し、 （亜鉛めつき浴温度— 4 0 ) 。じ〜 (亜鉛めつき浴 温度 + 5 0 ) °Cに冷却後、 亜鉛めつき浴に浸漬し、 引き続いて 4 8 0 °C以上の温度で合金化処理を施し、 圧下率 0. 1 %以上のスキン パスを施すことを特徴とする溶接性と延性に優れた高降伏比高強度 合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
PCT/JP2004/014790 2003-09-30 2004-09-30 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法 WO2005031024A1 (ja)

Priority Applications (10)

Application Number Priority Date Filing Date Title
US10/574,053 US8084143B2 (en) 2003-09-30 2004-09-30 High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
EP04773654A EP1681363B1 (en) 2003-09-30 2004-09-30 High-yield-ratio high-strength hot-rolled thin steel sheet and high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized hot rolled thin steel sheet excelling in weldability and ductility as well as high-yield-ratio high-strength alloyed hot-dip galvanized hot rolled thin steel sheet and process for producing the same
KR1020117002475A KR101165166B1 (ko) 2003-09-30 2004-09-30 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판
BRPI0414674A BRPI0414674B1 (pt) 2003-09-30 2004-09-30 chapas de aço de alta razão de escoamento e alta resistência e métodos de produção das mesmas
CN2004800285566A CN1860249B (zh) 2003-09-30 2004-09-30 焊接性和延展性优良的高屈服比高强度薄钢板及高屈服比高强度热浸镀锌薄钢板、以及高屈服比高强度合金化热浸镀锌薄钢板及其制造方法
KR1020087006893A KR101094594B1 (ko) 2003-09-30 2004-09-30 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 냉연 강판
KR1020117002483A KR101165168B1 (ko) 2003-09-30 2004-09-30 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 박강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 박강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 박강판과 그 제조 방법
CA2540762A CA2540762C (en) 2003-09-30 2004-09-30 High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
MXPA06003566A MXPA06003566A (es) 2003-09-30 2004-09-30 Chapa delgada de acero ligera de gran resistencia de coeficiente de gran rendimiento y chapa delgada de acero ligera galvanizada de inmersion en caliente de gran resistencia de coeficiente de gran rendimiento que supera en soldabilidad y ductilidad a
US13/134,294 US8747577B2 (en) 2003-09-30 2011-06-03 High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2003-341152 2003-09-30
JP2003341152A JP4486334B2 (ja) 2003-09-30 2003-09-30 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及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
JP2003-341456 2003-09-30
JP2003341456A JP4486336B2 (ja) 2003-09-30 2003-09-30 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

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US10/574,053 A-371-Of-International US8084143B2 (en) 2003-09-30 2004-09-30 High-yield-ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield-ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same
US13/134,294 Continuation US8747577B2 (en) 2003-09-30 2011-06-03 High yield ratio and high-strength thin steel sheet superior in weldability and ductility, high-yield ratio high-strength hot-dip galvanized thin steel sheet, high-yield ratio high-strength hot-dip galvannealed thin steel sheet, and methods of production of same

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2005031024A1 true WO2005031024A1 (ja) 2005-04-07

Family

ID=34395630

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2004/014790 WO2005031024A1 (ja) 2003-09-30 2004-09-30 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度薄鋼板及び高降伏比高強度溶融亜鉛めっき薄鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき薄鋼板とその製造方法

Country Status (10)

Country Link
US (2) US8084143B2 (ja)
EP (2) EP1681363B1 (ja)
KR (4) KR20060096002A (ja)
CN (2) CN1860249B (ja)
BR (1) BRPI0414674B1 (ja)
CA (2) CA2540762C (ja)
ES (1) ES2391164T3 (ja)
MX (2) MXPA06003566A (ja)
TW (1) TWI302572B (ja)
WO (1) WO2005031024A1 (ja)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20090252955A1 (en) * 2005-12-27 2009-10-08 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Steel sheet having excellent weldability
CN103140594A (zh) * 2010-09-29 2013-06-05 杰富意钢铁株式会社 深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
US8728257B2 (en) * 2005-05-30 2014-05-20 Jfe Steel Corporation High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same

Families Citing this family (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
ES2523760T3 (es) 2004-07-27 2014-12-01 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Chapa de acero que tiene un alto módulo de Young, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente usando la misma, chapa de acero galvanizada con zinc por inmersión en caliente y aleada, tubo de acero que tiene un alto módulo de Young, y método para la fabricación de los mismos
KR100782760B1 (ko) * 2006-12-19 2007-12-05 주식회사 포스코 고 항복비형 고강도 냉연강판 및 도금강판의 제조방법
KR100782759B1 (ko) * 2006-12-19 2007-12-05 주식회사 포스코 고 항복비형 고강도 냉연강판 및 도금강판의 제조방법
JP5194878B2 (ja) * 2007-04-13 2013-05-08 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
EP2020451A1 (fr) 2007-07-19 2009-02-04 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'acier à hautes caractéristiques de résistance et de ductilité, et tôles ainsi produites
CN101376944B (zh) * 2007-08-28 2011-02-09 宝山钢铁股份有限公司 一种高强度高屈强比冷轧钢板及其制造方法
BRPI0818530A2 (pt) * 2007-10-10 2015-06-16 Nucor Corp Aço laminado a frio de estrutura metalográfica complexa e método de fabricar uma chapa de aço de estrutura metalográfica complexa
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
KR100928788B1 (ko) * 2007-12-28 2009-11-25 주식회사 포스코 용접성이 우수한 고강도 박강판과 그 제조방법
AU2009234667B2 (en) * 2008-04-10 2012-03-08 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheets which are extremely excellent in the balance between burring workability and ductility and excellent in fatigue endurance, zinc-coated steel sheets, and processes for production of both
EP2123786A1 (fr) * 2008-05-21 2009-11-25 ArcelorMittal France Procédé de fabrication de tôles d'aciers dual phase laminées à froid à trés haute résistance et tôles ainsi produites
JP5438302B2 (ja) 2008-10-30 2014-03-12 株式会社神戸製鋼所 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
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
CN102471821B (zh) * 2009-07-08 2014-07-16 东洋钢钣株式会社 压制成型性优异的冷轧钢板的制造方法及冷轧钢板
US9498840B2 (en) * 2009-07-31 2016-11-22 Neturen Co., Ltd. Welding structural part and welding method of the same
CN102892910B (zh) * 2010-05-10 2016-11-16 新日铁住金株式会社 高强度钢板及其制造方法
BR112013009515B1 (pt) 2010-10-22 2018-08-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Método de fabricação de corpo estampado a quente que tem uma parede vertical e corpo estampado a quente que tem uma parede vertical
US9896736B2 (en) 2010-10-22 2018-02-20 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for manufacturing hot stamped body having vertical wall and hot stamped body having vertical wall
WO2012053636A1 (ja) 2010-10-22 2012-04-26 新日本製鐵株式会社 ホットスタンプ成形体の製造方法及びホットスタンプ成形体
JP5825481B2 (ja) * 2010-11-05 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性および焼付硬化性に優れる高強度冷延鋼板とその製造方法
MX345579B (es) * 2010-11-29 2017-02-07 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lamina de acero laminada en frio, de alta resistencia, endurecible por horneado, y metodo de fabricacion de la misma.
JP5182386B2 (ja) * 2011-01-31 2013-04-17 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高降伏比を有する高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5842515B2 (ja) * 2011-09-29 2016-01-13 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
JP5834717B2 (ja) * 2011-09-29 2015-12-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP2762592B1 (en) * 2011-09-30 2018-04-25 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dipped galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dipped galvanized steel sheet, each having tensile strength of 980 mpa or more, excellent plating adhesion, excellent formability and excellent bore expanding properties, and method for producing same
KR101353787B1 (ko) * 2011-12-26 2014-01-22 주식회사 포스코 용접성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
CN104040011B (zh) * 2012-01-13 2016-06-22 新日铁住金株式会社 热冲压成型体以及热冲压成型体的制造方法
WO2014017074A1 (ja) * 2012-07-26 2014-01-30 Ｊｆｅスチール株式会社 軟窒化用鋼および軟窒化部品ならびにこれらの製造方法
KR101461740B1 (ko) 2012-12-21 2014-11-14 주식회사 포스코 재질 및 두께 편차가 작고 내도금박리성이 우수한 열연강판 및 그 제조방법
US10544475B2 (en) 2013-04-02 2020-01-28 Nippon Steel Corporation Hot-stamped steel, cold-rolled steel sheet and method for producing hot-stamped steel
CN105849295B (zh) * 2013-12-26 2019-02-19 Posco公司 焊接性和去毛刺性优异的热轧钢板及其制备方法
DE102015200764A1 (de) * 2014-01-22 2015-07-23 Sms Siemag Ag Verfahren und Anlage zum Schmelztauchbeschichten von warmgewalztem Stahlband
EP2924140B1 (de) 2014-03-25 2017-11-15 ThyssenKrupp Steel Europe AG Verfahren zur Erzeugung eines hochfesten Stahlflachprodukts
WO2015185956A1 (en) 2014-06-06 2015-12-10 ArcelorMittal Investigación y Desarrollo, S.L. High strength multiphase galvanized steel sheet, production method and use
CN105274432B (zh) * 2014-06-11 2017-04-26 鞍钢股份有限公司 600MPa级高屈强比高塑性冷轧钢板及其制造方法
DE102014017275A1 (de) * 2014-11-18 2016-05-19 Salzgitter Flachstahl Gmbh Hochfester lufthärtender Mehrphasenstahl mit hervorragenden Verarbeitungseigenschaften und Verfahren zur Herstellung eines Bandes aus diesem Stahl
CN104495211A (zh) * 2014-11-28 2015-04-08 周正英 一种多功能皮带机
KR101620750B1 (ko) * 2014-12-10 2016-05-13 주식회사 포스코 성형성이 우수한 복합조직강판 및 이의 제조방법
KR101611762B1 (ko) * 2014-12-12 2016-04-14 주식회사 포스코 굽힘가공성 및 충돌특성이 우수한 고항복비형 냉연강판 및 그 제조방법
JP5958668B1 (ja) * 2015-01-16 2016-08-02 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
DE102015111177A1 (de) * 2015-07-10 2017-01-12 Salzgitter Flachstahl Gmbh Höchstfester Mehrphasenstahl und Verfahren zur Herstellung eines kaltgewalzten Stahlbandes hieraus
CN105177458A (zh) * 2015-08-31 2015-12-23 铜陵市大明玛钢有限责任公司 一种冷轧钢板的制造方法
JP6852736B2 (ja) * 2016-07-15 2021-03-31 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき冷延鋼板
KR102197431B1 (ko) 2016-08-31 2020-12-31 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 냉연 박강판 및 그 제조 방법
CA3052990A1 (en) * 2017-03-01 2018-09-07 Ak Steel Properties, Inc. Hot-rolled steel with very high strength and method for production
WO2018162937A1 (en) 2017-03-07 2018-09-13 Arcelormittal Resistance spot welding method for joining zinc coated steel sheets
JP6693607B1 (ja) * 2018-08-23 2020-05-13 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
CN114107791B (zh) * 2020-08-31 2023-06-13 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级全贝氏体型超高扩孔钢及其制造方法
CN114107798A (zh) * 2020-08-31 2022-03-01 宝山钢铁股份有限公司 一种980MPa级贝氏体高扩孔钢及其制造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000178681A (ja) * 1998-12-11 2000-06-27 Nippon Steel Corp 材質ばらつきの小さい成形性、溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2001220647A (ja) * 2000-02-04 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001226741A (ja) * 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001355043A (ja) 2000-04-13 2001-12-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法
JP2002129279A (ja) * 2000-08-16 2002-05-09 Kawasaki Steel Corp 歪時効硬化特性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2003193194A (ja) 2001-12-27 2003-07-09 Nippon Steel Corp 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS57110650A (en) 1980-12-26 1982-07-09 Kobe Steel Ltd High strength hot rolled steel plate with superior stretch flanging property and resistance weldability
JPS59219473A (ja) 1983-05-26 1984-12-10 Nippon Steel Corp カラ−エツチング液及びエツチング方法
SU1308643A1 (ru) * 1985-12-09 1987-05-07 Запорожский машиностроительный институт им.В.Я.Чубаря Сталь
JPS6324013A (ja) * 1986-07-16 1988-02-01 Kobe Steel Ltd 直接焼入れ焼戻し法による低降伏比高張力鋼板の製造方法
JPH01176029A (ja) * 1987-12-28 1989-07-12 Kobe Steel Ltd 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法
JPH01176030A (ja) * 1987-12-28 1989-07-12 Kobe Steel Ltd 加速冷却法による低降伏比高張力鋼板の製造法
US5755895A (en) 1995-02-03 1998-05-26 Nippon Steel Corporation High strength line pipe steel having low yield ratio and excellent in low temperature toughness
FR2756298B1 (fr) * 1996-11-26 1998-12-24 Ascometal Sa Acier et procede pour la fabrication d'une piece de mecanique ayant une structure bainitique
JP2000080440A (ja) 1998-08-31 2000-03-21 Kawasaki Steel Corp 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法
JP2000171868A (ja) 1998-12-08 2000-06-23 Canon Inc フィルム送り装置、フィルム使用装置および光学機器
JP2000319750A (ja) 1999-05-10 2000-11-21 Kawasaki Steel Corp 溶接熱影響部靱性に優れた大入熱溶接用高張力鋼材
DE60124999T2 (de) 2000-02-23 2007-03-15 Jfe Steel Corp. Hochfestes warmgewalztes stahlblech mit ausgezeichneten reckalterungseigenschaften und herstellungsverfahren dafür
US6364968B1 (en) * 2000-06-02 2002-04-02 Kawasaki Steel Corporation High-strength hot-rolled steel sheet having excellent stretch flangeability, and method of producing the same
DE60144062D1 (de) 2000-12-29 2011-03-31 Nippon Steel Corp Hochfeste, mit schmelzflüssigem zink verzinkte stahlplatte, die eine hervorragende auftragsadhäsion aufweist und zum pressformen geeignet ist, und verfahren zu ihrer herstellung
KR100608555B1 (ko) 2002-03-18 2006-08-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성 및 내피로특성에 우수한 고장력 용융 아연도금강판의제조방법

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2000178681A (ja) * 1998-12-11 2000-06-27 Nippon Steel Corp 材質ばらつきの小さい成形性、溶接性に優れた熱延高強度鋼板とその製造方法
JP2000282175A (ja) * 1999-04-02 2000-10-10 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2001220647A (ja) * 2000-02-04 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001226741A (ja) * 2000-02-15 2001-08-21 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ加工性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2001355043A (ja) 2000-04-13 2001-12-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 穴広げ性および延性が優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板および高強度鋼板と、それらの製造方法
JP2002129279A (ja) * 2000-08-16 2002-05-09 Kawasaki Steel Corp 歪時効硬化特性に優れた超高強度熱延鋼板およびその製造方法
JP2003193194A (ja) 2001-12-27 2003-07-09 Nippon Steel Corp 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法

Cited By (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US8728257B2 (en) * 2005-05-30 2014-05-20 Jfe Steel Corporation High tensile strength steel material having excellent delayed fracture resistance property, and method of manufacturing the same
US20090252955A1 (en) * 2005-12-27 2009-10-08 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) Steel sheet having excellent weldability
US9085816B2 (en) * 2005-12-27 2015-07-21 Kobe Steel, Ltd. Steel sheet having excellent weldability
CN103140594A (zh) * 2010-09-29 2013-06-05 杰富意钢铁株式会社 深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
CN103140594B (zh) * 2010-09-29 2016-06-22 杰富意钢铁株式会社 深拉性和延伸凸缘性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法

Also Published As

Publication number Publication date
BRPI0414674B1 (pt) 2016-11-01
CA2540762C (en) 2012-09-18
KR101165168B1 (ko) 2012-07-11
EP1681363A4 (en) 2009-11-25
US8747577B2 (en) 2014-06-10
MXPA06003566A (es) 2006-06-14
KR20060096002A (ko) 2006-09-05
EP2309012B1 (en) 2012-09-12
CA2747654A1 (en) 2005-04-07
CA2540762A1 (en) 2005-04-07
EP2309012A1 (en) 2011-04-13
CN102011053A (zh) 2011-04-13
KR20080035017A (ko) 2008-04-22
CA2747654C (en) 2015-04-21
CN1860249B (zh) 2012-09-19
KR101094594B1 (ko) 2011-12-15
TWI302572B (en) 2008-11-01
KR20110018463A (ko) 2011-02-23
BRPI0414674A (pt) 2006-11-28
KR20110028643A (ko) 2011-03-21
US20110232807A1 (en) 2011-09-29
MX344641B (es) 2017-01-04
US8084143B2 (en) 2011-12-27
CN102011053B (zh) 2013-07-24
KR101165166B1 (ko) 2012-07-11
CN1860249A (zh) 2006-11-08
TW200516158A (en) 2005-05-16
US20070029015A1 (en) 2007-02-08
EP1681363A1 (en) 2006-07-19
EP1681363B1 (en) 2012-01-11
ES2391164T3 (es) 2012-11-22

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR101165166B1 (ko) 용접성과 연성이 우수한 고항복비 고강도 열연 강판 및 고항복비 고강도 용융 아연 도금 강판 및 고항복비 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판
JP4306202B2 (ja) 高張力冷延鋼板及びその製造方法
JP4635525B2 (ja) 深絞り性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
CN111433380B (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
JP3587116B2 (ja) 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP4486336B2 (ja) 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
CN114990431A (zh) 合金化热浸镀锌钢板及其制造方法
WO2019003541A1 (ja) 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板およびその製造方法
JP4926814B2 (ja) 降伏点伸びを制御した高強度鋼板とその製造方法
KR101445465B1 (ko) 가공성과 스폿 용접성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
EP2762581A1 (en) Hot-rolled steel sheet and method for producing same
CN114585766B (zh) 高强度钢板及其制造方法
EP3929321B1 (en) Hot-pressed member, cold-rolled steel sheet for hot pressing, and manufacturing methods therefor
JP4445420B2 (ja) 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
CN114981457A (zh) 高强度镀锌钢板及其制造方法
JP3881559B2 (ja) 溶接後の成形性に優れ、溶接熱影響部の軟化しにくい引張強さが７８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板、高強度冷延鋼板および高強度表面処理鋼板
JP4211520B2 (ja) 耐時効性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP4180547A1 (en) Hot-pressed member and manufacturing method therefor
KR20200075949A (ko) 액상금속취화(lme) 균열 저항성이 우수한 초고강도 고연성 냉연강판, 도금강판 및 이들의 제조방법
JP4436275B2 (ja) 高降伏比高強度冷延鋼板と高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
JP4486334B2 (ja) 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度熱延鋼板及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
JP4947565B2 (ja) めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
JP2004292869A (ja) プレス成形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
JP7311808B2 (ja) 鋼板及びその製造方法
CN114207172A (zh) 高强度钢板、高强度部件及其制造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 200480028556.6

Country of ref document: CN

AK Designated states

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): AE AG AL AM AT AU AZ BA BB BG BR BW BY BZ CA CH CN CO CR CU CZ DE DK DM DZ EC EE EG ES FI GB GD GE GH GM HR HU ID IL IN IS KE KG KP KR KZ LC LK LR LS LT LU LV MA MD MG MK MN MW MX MZ NA NI NO NZ OM PG PH PL PT RO RU SC SD SE SG SK SL SY TJ TM TN TR TT TZ UA UG US UZ VC VN YU ZA ZM ZW

AL Designated countries for regional patents

Kind code of ref document: A1

Designated state(s): BW GH GM KE LS MW MZ NA SD SL SZ TZ UG ZM ZW AM AZ BY KG KZ MD RU TJ TM AT BE BG CH CY CZ DE DK EE ES FI FR GB GR HU IE IT LU MC NL PL PT RO SE SI SK TR BF BJ CF CG CI CM GA GN GQ GW ML MR NE SN TD TG

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application
DPEN Request for preliminary examination filed prior to expiration of 19th month from priority date (pct application filed from 20040101)
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2007029015

Country of ref document: US

Ref document number: 1020067006069

Country of ref document: KR

Ref document number: 10574053

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: PA/a/2006/003566

Country of ref document: MX

Ref document number: 2540762

Country of ref document: CA

Ref document number: 2004773654

Country of ref document: EP

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2141/DELNP/2006

Country of ref document: IN

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 2004773654

Country of ref document: EP

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 1020067006069

Country of ref document: KR

ENP Entry into the national phase

Ref document number: PI0414674

Country of ref document: BR

WWP Wipo information: published in national office

Ref document number: 10574053

Country of ref document: US