WO2009096344A1 - 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2009096344A1
WO2009096344A1 PCT/JP2009/051133 JP2009051133W WO2009096344A1 WO 2009096344 A1 WO2009096344 A1 WO 2009096344A1 JP 2009051133 W JP2009051133 W JP 2009051133W WO 2009096344 A1 WO2009096344 A1 WO 2009096344A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
galvanized steel
dip galvanized
phase
less
Prior art date
Application number
PCT/JP2009/051133
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Tatsuya Nakagaito
Saiji Matsuoka
Shinjiro Kaneko
Yoshiyasu Kawasaki
Yoshitsugu Suzuki
Original Assignee
Jfe Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Jfe Steel Corporation filed Critical Jfe Steel Corporation
Priority to CA2712226A priority Critical patent/CA2712226C/en
Priority to US12/864,586 priority patent/US8430975B2/en
Priority to CN2009801037123A priority patent/CN101932744B/zh
Priority to EP09706721.9A priority patent/EP2258886B1/en
Publication of WO2009096344A1 publication Critical patent/WO2009096344A1/ja
Priority to US13/849,734 priority patent/US9028626B2/en

Links

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • C21D8/0263—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment following hot rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/18—Hardening; Quenching with or without subsequent tempering
    • C21D1/25—Hardening, combined with annealing between 300 degrees Celsius and 600 degrees Celsius, i.e. heat refining ("Vergüten")
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436—Cold rolling
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C21D9/48—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals deep-drawing sheets
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/002—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing In, Mg, or other elements not provided for in one single group C22C38/001 - C22C38/60
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/005—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing rare earths, i.e. Sc, Y, Lanthanides
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/16—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing copper
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • 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
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/001—Austenite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • 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 excellent in workability suitable as a member mainly used in industrial fields such as automobiles and electricity, and a method for producing the same.
  • Patent Document 1 describes mass. /. In, C:. 0. 05 ⁇ 0 15 ° N Si:. 0. 3 ⁇ l 5%, ⁇ :. 1. 5 ⁇ 2 8%, P: 0. 03% or less, S: 0. 02% or less A1: 0.005 to 0.5%, N: 0.0016% or less, the balance is Fe and inevitable impurities, and (Mn%) / (C%) ⁇ 15 and (Si%) / ( C%) ⁇ 4, and a high-strength galvannealed steel sheet with good formability has been proposed that contains a martensite phase and a retained austenite phase of 3-20% by volume in the ferrite phase. That is, Patent Document 1 is a technique for obtaining an alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability that secures residual ⁇ and achieves high ductility by adding a large amount of Si.
  • Patent Document 3 states that the content of C, V and Nb and the annealing temperature are regulated, and the solid solution C before recrystallization annealing By reducing the amount, the ⁇ 111 ⁇ recrystallized texture was developed to achieve a high r-value, and during annealing, V and Nb carbides were dissolved to enrich C in austenite, and in the subsequent cooling process A technique for generating a martensite phase is disclosed.
  • the tensile strength is about 600 MPa
  • the tensile strength and elongation balance (TS X EL) is about 19000 MPa ⁇ %, which means that sufficient strength and ductility cannot be obtained. .
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 11-279691
  • Patent Document 2 JP-A-6-93340
  • Patent Document 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2004-2409 Disclosure of Invention
  • an object of the present invention is to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 590 MPa or more and excellent ductility and elongation frangibility, and a method for producing the same. .
  • the martensite transformation start temperature from austenite (hereinafter referred to as the Ms point or simply MS) obtained from the linear expansion coefficient of the steel during cooling from the soaking temperature in the annealing process with the alloy elements adjusted appropriately May be used to strongly cool to a temperature range of (Ms—100 ° C) to (Ms—200 ° C) to transform part of austenite to martensite.
  • the area ratio is 20% or more of ferrite phase and 10% or less (including 0%) martensite phase and 10% or more and 60% or less.
  • an average crystal grain size of the retained austenite can be 2.0 ⁇ or less, It was found that such a structure enables high ductility and stretch flangeability.
  • the present invention by defining the component structure, it is possible to achieve both high ductility and high stretch flangeability, and high stretch flangeability can be obtained even in the presence of residual austenite. It becomes possible. The details of why it is possible to obtain high stretch flangeability even in the presence of residual austenite are unknown, but it is a complex structure of refined residual austenite and tempered martensite. Possible reason.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass%, C: 0.05 to 0.3%, Si: 0.01 to 5 ° /. , Mn: 0.5 to 3.5%, P: 0.003 to 0.1% or less, S: 0.02% or less, A1: 0.010 to 1.5%, Si and A1
  • the total amount added is 0.5 to 2.5%, the balance is made of iron unavoidable impurities, and the structure has an area ratio of 20% or more of the ferrite phase and 10% or less (including 0%).
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent heat resistance characterized by having a particle size of 2.0 im or less.
  • [2] A high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability, wherein the average solid solution C concentration in the residual austenite phase is 1% or more in [1].
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability characterized in that the zinc plating is an alloyed zinc plating in any one of the above [1] to [6].
  • the holding time after reheating to 350 to 600 ° C. is in the range of time t to 600 seconds determined by the following formula (1): Workability Of high strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent resistance.
  • the percentages indicating the components of steel are all mass%.
  • the “high strength hot dip galvanized steel sheet” is a hot dip galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 590 MPa or more.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 590 MPa or more and excellent in ductility, stretch flangeability and deep drawability can be obtained.
  • C stabilizes austenite and facilitates the formation of phases other than ferrite. Therefore, C is an element required to increase the steel sheet strength and to improve the TS and EL balance by combining the structure. If the C content is less than 0.05%, it is difficult to secure phases other than ferrite even if the production conditions are optimized, and the balance between TS and EL decreases. On the other hand, if the C content exceeds 0.3%, the welded part and the heat-affected zone are significantly hardened, and the mechanical properties of the welded part deteriorate. Based on the above, the C content is 0.05% or more and 0.3% or less. Preferably, it is 0.08% or more and 0.15 ° / 0 or less.
  • Si is an effective element for strengthening steel.
  • it is a ferrite-forming element, which suppresses the formation of C-concentrated opiate carbides in the austenite phase.
  • the Si content must be 0.01% or more.
  • the upper limit should be 2.5% or less.
  • it is 0.7% or more and 2.0% or less.
  • ⁇ is an element effective for strengthening steel and promotes the formation of low-temperature transformation phases such as tempered martensite phase.
  • the amount of Mn is 0.5% or more.
  • the Mn content is 0.5% or more and 3.5% or less. Preferably 1.5 »/. Above 3.0% or less.
  • P is an element effective for strengthening steel, and this effect is obtained at 0.003% or more. However, if added in excess of 0.100%, it causes embrittlement due to segregation at the grain boundaries and degrades the impact resistance. Therefore, the amount of P should be 0.003% or more and 0 ⁇ 100% or less.
  • S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration of impact resistance and cracks along the metal flow of the weld. It is better to be as low as possible, but from the viewpoint of manufacturing cost, it should be 0.02% or less. .
  • A1 acts as a deoxidizer and is an element effective for the cleanliness of steel, and is preferably added in the deoxidation step. In order to obtain such an effect, the amount of A1 needs to be 0.001% or more. On the other hand, if added in a large amount, the risk of steel piece cracking during continuous forging increases and productivity decreases. Therefore, the upper limit of A1 amount is 1.5%.
  • A1 like Si, is a ferrite phase-forming element, and has the function of promoting the formation of retained austenite phase because it promotes the concentration of C in the austenite phase and suppresses the formation of carbides. Such effects are insufficient if the total amount of A1 and Si is less than 0.5%, and sufficient ductility cannot be obtained. On the other hand, if the total amount of A1 and Si exceeds 2.5%, the inclusions in the steel sheet increase and ductility deteriorates. Therefore, the total amount of A1 and Si added is 2.5% or less.
  • N is allowed to be contained in an amount of 0.01% or less, as long as it does not impair the effects such as processability.
  • Part is Fe and inevitable impurities.
  • alloy elements can be added as required. .
  • Cr, Mo, V, Ni, and Cu effectively suppress the formation of pearlite phase during cooling from the annealing temperature, promote the formation of low-temperature transformation phase, and effectively work to strengthen steel.
  • This effect can be obtained by adding at least 0.005% of at least one of Cr, Mo, V, Ni, and Cu.
  • the content of each of Cr, Mo, V, Ni, and Cu exceeds 2.00%, the effect is saturated and causes a cost increase. Therefore, when added, the Cr, Mo, V, Ni, and Cu contents should be 0.005% or more and 2.00% or less, respectively.
  • Ti and Nb form carbonitrides and have the effect of strengthening steel by precipitation strengthening. These effects are recognized at 0.01% or more. On the other hand, even if Ti and Nb are contained in excess of 0.20%, the strength is excessively increased and ductility is lowered. Therefore, when added, Ti and Nb should be 0.01% or more and 0.20% or less, respectively.
  • B has the effect of suppressing the formation of ferrite from the austenite grain boundaries and increasing the strength.
  • the effect is obtained at 0.0002% or more.
  • the B content exceeds 00 5% 0.5 the effect is saturated and becomes a factor of cost increase. Therefore, when it is added, the B content should be 0.002% or more and 0.005% or less.
  • Both Ca and REM have the effect of improving the workability by controlling the morphology of the sulfide, and if necessary, one or two of Ca and REM can be contained in an amount of 0.001% or more. However, excessive addition may have an adverse effect on cleanliness, so each content should be 0.005% or less.
  • the area ratio of ferrite phase is 20% or more
  • the area ratio of the ferrite phase is less than 20%, the balance between TS and EL will decrease, so it should be 20% or more.
  • Martensite phase area ratio 0-10%
  • the martensite phase works effectively to increase the strength of the steel, but if the area ratio exceeds 10% and exists excessively, ⁇ (hole expansion ratio) decreases significantly. Therefore, the area ratio of the martensite phase should be 10% or less. Even if the martensite phase is not included at all and the area ratio is 0%, the effect of the present invention is not affected and there is no problem.
  • the area ratio of tempered martensite phase is 10-60%
  • the tempered martensite phase works effectively to strengthen the steel. In addition, these phases have less adverse effects on the hole expandability than the martensite phase, and are effective phases that can ensure strength without a significant decrease in hole expandability. If the area ratio of the tempered martensite phase is less than 10%, it is difficult to ensure such strength. On the other hand, if it exceeds 60%, the balance between TS and EL decreases. Therefore, the area ratio of the tempered martensite phase should be 10% or more and 60% or less.
  • the volume ratio of the retained austenite phase is 3 to 10%, the average crystal grain size of the retained austenite phase is 2.0 / im or less, and preferably the average solid solution C concentration in the retained austenite phase is 1% or more. Not only contributes to strengthening steel, but also effectively improves the balance between steel TS and EL. Such an effect is obtained at a volume ratio of 3% or more.
  • the residual austenite phase transforms into martensite by processing and decreases hole expansibility.
  • the average crystal grain size is 2.0 / m or less and the volume ratio is 10% or less. The decrease in hole expansibility is suppressed. Therefore, the volume fraction of the retained austenite phase is 3% or more and 10% or less, and the average crystal grain size of the retained austenite phase is 2.0 ⁇ or less.
  • Deep drawability is improved by increasing the average solute C concentration in the retained austenite phase. Such an effect becomes significant when the average solute C concentration in the retained austenite phase is 1% or more.
  • a force capable of including a pearlite phase and a bainite phase is satisfied. Can be achieved.
  • the pearlite phase is preferably 3% or less.
  • the area ratio of the ferrite phase, martensite phase, and tempered martensite phase in the present invention is the ratio of the area of each phase to the observed area.
  • the above area ratios are determined by polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel plate, corroding it with 3% nital, 10 fields of view with a magnification of 2000 times using a microscope) and can be obtained using commercially available image processing software.
  • the volume fraction of the residual austenite phase is the ratio of ⁇ cc iron to the X-ray diffraction integral intensity of the (2 0 0), (2 1 1), and (2 20) planes of bcc iron on the 1/4 thickness plane. This is the ratio of the X-ray diffraction integral intensity of (2 0 0), (2 2 0), (3 1 1) planes.
  • the thin film is observed by TEM (transmission electron microscope), the area of arbitrarily selected austenite is obtained by image analysis, and the length of one piece when approximated by a square is obtained.
  • the diameter is the average value of 10 particles.
  • the average solute C concentration ([Cy%]) in the retained austenite phase is determined by the lattice constant a (A) obtained from the fee iron diffracted surface (220) using the CoKa line, [Mn%], [Al %] Can be calculated by substituting into the following formula ( 2 ).
  • [CY is the average solute C concentration in the retained austenite phase
  • [AW] indicate the contents (mass%) of Mn and A1, respectively.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is subjected to continuous annealing as it is after hot rolling on a slab having the above component composition, or when it is further subjected to continuous annealing after cold rolling, it is 500 to transformation.
  • the heat retention time after heating to 350 to 600 ° C. is in the range of time t to 600 seconds determined by the following formula (1).
  • T is the reheating temperature (° C).
  • Steel adjusted to the above component composition is melted in a converter, etc., and is made into a slab by a continuous forging method.
  • the steel slab to be used is preferably produced by a continuous forging method in order to prevent macro segregation of components, but may be produced by an ingot-making method or a thin slab forging method.
  • energy-saving processes such as direct feed rolling and direct rolling, in which a hot piece is inserted into a heating furnace as it is, or after a little heat retention is performed, can be applied without any problem.
  • Slab heating temperature 1100 ° C or higher (preferred conditions)
  • the slab heating temperature low-temperature heating is preferable in terms of energy, but if the heating temperature is less than 1100 ', carbides cannot be sufficiently dissolved, or there is a risk of occurrence of traps during hot rolling due to an increase in rolling load. Problems such as an increase occur.
  • the slab heating temperature is preferably 1300 ° C or less because of an increase in scale loss accompanying an increase in oxidized weight. From the viewpoint of preventing troubles during hot rolling even if the slab heating temperature is lowered, a so-called sheet par heater that heats the sheet bar may be used.
  • Finishing rolling finish temperature A 3 points or more (preferred conditions) '
  • the finish rolling completion temperature is A less than 3 points, to generate the ⁇ and ⁇ during rolling, the band-like organization is liable to generate in the steel plate, such Pand shaped tissue also remain after or annealing after cold rolling, It may cause anisotropy in the material characteristics and cause a decrease in workability. For this reason, it is desirable that the finish rolling temperature be 3 transformation points or higher.
  • the milling temperature is lower than 450 ° C, it is difficult to control the milling temperature, and temperature unevenness is likely to occur. As a result, problems such as deterioration of cold rolling property may occur. In addition, when the temperature of cutting exceeds 700 ° C, problems such as decarburization may occur in the surface layer of the railway. For this reason, it is desirable that the staking temperature be in the range of 450 to 700 ° C.
  • part or all of the finish rolling may be lubricated rolling in order to reduce the rolling load during hot rolling.
  • Lubrication rolling is also effective from the viewpoint of uniform steel plate shape and uniform material.
  • the hot-rolled sheet is subjected to continuous annealing as it is, or further subjected to continuous annealing after cold rolling.
  • the oxidized scale on the surface of the hot rolled steel sheet is removed by pickling, and then subjected to cold rolling to obtain a cold rolled steel sheet having a predetermined thickness.
  • the pickling conditions and the cold rolling conditions are not particularly limited, and any conventional method may be used.
  • Cold rolled The rolling reduction is preferably 40% or more.
  • Continuous annealing conditions Heating from 750 to 900 ° C with an average heating rate of 10 ° C / s or more in the temperature range from 500 ° C to the A1 transformation point
  • the average heating rate By setting the average heating rate to 10 ° C / s or higher in the temperature range of the transformation point from 500, which is the recrystallization temperature range in the steel of the present invention, recrystallization during heating and heating is suppressed, so It works effectively in the refinement of ⁇ produced in the process, and in the refinement of the retained austenite phase after annealing and cooling. If the average heating rate is less than 10 ° C / s, the progress of recrystallization of a proceeds at the time of heating and heating, the strain introduced in ⁇ is released, and + minification cannot be achieved.
  • a preferred average heating rate is 20 ° C / s or more.
  • the holding temperature is less than 750 ° C or the holding time is less than 10 seconds, the austenite phase is not sufficiently generated during annealing, and a sufficient amount of low-temperature transformation phase cannot be secured after annealing cooling.
  • the heating temperature exceeds 900 ° C, the austenite phase generated during heating becomes coarse, and the residual austenite phase after annealing also becomes coarse.
  • the upper limit of the holding time is not particularly defined, holding for 600 seconds or more saturates the effect and leads to an increase in cost, so the holding time is preferably less than 600 seconds.
  • the average cooling rate is less than 10 ° C / s, pallet is formed, and the balance and hole expansibility of TS and EL deteriorate.
  • the upper limit of the average cooling rate is not specified, but if the average cooling rate is too fast, the shape of the steel sheet deteriorates and it becomes difficult to control the temperature to reach the cooling temperature.
  • the cooling temperature condition is one of the most important conditions in this book.
  • part of the austenite phase is transformed into martensite, and the rest becomes the untransformed austenite phase.
  • the martensite phase becomes a tempered martensite phase
  • the untransformed austenite phase becomes a retained austenite phase or a martensite phase.
  • Cooling temperature after annealing is low and the amount of martensite generated during cooling increases as the degree of supercooling from the Ms point (Ms point: the temperature at which austenite martensitic transformation begins ⁇ ) increases, and untransformed austenite Decrease in quantity Therefore, the final martensite phase, the retained austenite phase, and the area ratio of the tempered martensite phase are determined by controlling the cooling temperature. Therefore, in the present invention, the degree of supercooling, which is the difference between the Ms point and the cooling stop temperature, is important, and the Ms point is used as an index for cooling temperature control.
  • the temperature to reach cooling is higher than (Ms point 100 ° C)
  • the martensite transformation at the time of cooling stop is insufficient and the amount of untransformed austenite increases, resulting in excessive final martensite phase or residual austenite phase. Generates and decreases hole expansibility.
  • the cooling reached temperature is lower than (Ms—200 ° C)
  • the austenite phase is almost transformed into martensite during cooling, and the amount of untransformed austenite decreases, and a retained austenite phase of 3% or more is obtained. Absent. Therefore, the temperature to reach the cooling should be in the range of (Ms point-100 ° C) to (Ms point-200 ° C).
  • the Ms point can be obtained from the change in the coefficient of linear expansion measured by measuring the volume change of the steel sheet during cooling from annealing.
  • the tempered alphabet austenite phase of the martensite phase is insufficiently stabilized and the hole expansibility and ductility deteriorates.
  • the heating temperature exceeds 600 ° C
  • the untransformed austenite phase at the time of cooling stop transforms to pearlite, and a residual austenite phase of 3% or more cannot be finally obtained. Therefore, the reheating temperature is 350 to 600 ° C. If the holding time is less than 10 seconds, the austenite phase is not sufficiently stabilized. On the other hand, if it exceeds 600 seconds, the untransformed austenite phase at the time of cooling stop transforms into a painite, and finally A residual austenite phase of 3% or more cannot be obtained.
  • the heating temperature is 350 ° C or more and 600 ° C or less, and the holding time in that temperature range is 10 seconds or more and 600 seconds or less. Furthermore, since the retained austenite having an average solid solution C concentration of 1% or more can be obtained by setting the retention time to t seconds or more obtained from the above formula (1), the retention time is preferably ⁇ 1. : ⁇ 600 seconds.
  • Plating treatment is hot-dip galvanized steel sheet (GI).
  • Production is 0.12 to 0.22
  • Securities Alloyed hot-dip galvanized steel sheet (GA) is 0.08 to 0.1% at the time of production.
  • A1 amount of plating bath (Bath temperature: 440 to 500 ° C) Infiltrate the steel sheet and adjust the amount of adhesion by gas wiping.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet after adjusting the adhesion amount, heat to 450 to 600 ° C and hold for 1 to 30 seconds.
  • temper rolling may be added to the steel sheets after the hot dip galvanizing treatment (including galvannealed steel sheets) for shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.
  • processing such as resin or oil coating or various coatings is applied.
  • the cold-rolled steel sheet or hot-rolled sheet obtained as described above was annealed under the conditions shown in Table 2 in the continuous hot-dip zinc plating line, and after hot-dip zinc plating at 460 ° C, Alloying was performed at 520 ° C and cooling was performed at an average cooling rate of 10 ° C / s.
  • hot-dip galvanized steel plates that were not alloyed. The amount of plating is 35-45g / m 2 per side and 7 pieces.
  • the hot-dip galvanized steel sheet obtained above was investigated for cross-sectional microstructure, tensile properties, hole expansibility and deep drawability. The results obtained are shown in Table 3.
  • the area ratio of the martensite phase and the area ratio of the tempered martensite phase were quantified with image processing software after taking SEM photographs at an appropriate magnification of 1000 to 3000 times depending on the fineness of the structure.
  • the volume ratio of the retained austenite phase was determined by diffracting X-ray intensity of the 1/4 thickness of the steel plate after polishing the steel plate to 1/4 of the thickness direction.
  • the incident X-rays are ⁇ ⁇ -rays, and the ⁇ 111 ⁇ ,.
  • the average grain size of the retained austenite phase is obtained by obtaining the area of the retained austenite of the arbitrarily selected grain using a transmission electron microscope, and the length of one piece when converted into a square is taken as the grain size of the grain. Ten grains were obtained, and the average value was taken as the average grain size of the retained austenite phase of the steel.
  • the average solid solution C concentration ([C ° /.]) In the retained austenite phase is determined by the lattice constant a (A) obtained from the refracted surface (220) of Co iron using the CoKa line and [Mn%] , [ ⁇ 1%] can be calculated by substituting into equation (2) below.
  • [C Y %] is the average solute C concentration in retained austenite, and [Mn%] and [Al%] are Mr! The content (mass%) of A1 is shown.
  • Tensile properties were measured using YS (yield stress), TS (tensile stress) by conducting a tensile test in accordance with JISZ2241, using JIS5 test specimens sampled so that the tensile direction was perpendicular to the rolling direction of the steel sheet.
  • Strength and EL (elongation) were measured, and the strength and elongation balance values expressed by the yield ratio (YS / TS) 'and the product of strength and elongation (TS X EL) were determined.
  • the hole expansion rate ( ⁇ ) was measured by performing a hole expansion test in accordance with JFST1001.
  • Deep drawability was evaluated by the limit drawing ratio (LDR) by the Swift Cup test.
  • LDR limit drawing ratio
  • a cylindrical punch with a diameter of 33 ⁇ was used, and a punch shoulder radius of curvature and a die with a shoulder radius of curvature of 5 mm were used.
  • the sample was cut into a circular plank and tested at a wrinkle holding pressure of 3 tons and a forming speed of lmm / s. Since the sliding state of the surface changes depending on the plating state, etc., the test was performed under high lubrication conditions with a Teflon sheet placed between the sample and the die so that the surface perturbation did not affect the test.
  • the blank diameter was changed at a 1 mm pitch, and the ratio (D / d) of blank diameter D to punch diameter d (D / d) that was drawn without breaking was LDR.
  • the steel sheet of the present invention has a TS and EL balance (TS X EL) of 21000 MPa ⁇ % or more, and 70 ° /. These are the excellent strength, ductility and stretch flangeability.
  • the steel plate of the comparative example which is out of the scope of the present invention, has a balance of TS and EL (TS X EL) of 21000 MPa ⁇ . /. Less than 70 % (or less), and any of strength, ductility and stretch flangeability is inferior.
  • TS X EL TS X EL

Abstract

590MPa以上のTSを有し、かつ延性および伸びフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供する。成分組成は、質量%でＣ：0.05～0.3％、Si：0.01～2.5%、Mn：0.5～3.5％、P：0.003～0.100％以下、S：0.02％以下、Al：0.010～1.5%を含有し、SiとAlの添加量の合計が0.5～2.5%であり、残部が鉄および不可避的不純物からなる。組織は、面積率で、20%以上のフェライト相と10%以下（0％を含む）のマルテンサイト相と10％以上60％以下の焼戻しマルテンサイトを有し、体積率で、3％以上10%以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、残留オーステナイトの平均結晶粒径が2.0μm以下である。さらに、好ましくは、前記残留オーステナイト中の平均固溶C濃度が1%以上である。

Description

明細書 加工性に優れた jfi強度溶融亜鉛めっき鋼板およぴその製造方法 技術分野
本発明は、 主に自動車、 電気等の産業分野で使用される部材として好適な加工性に 優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
近年、 地球環境保全の見地から、 自動車の燃費向上が重要な課題となっている。 こ れに伴い、 車体材料の高強度化により薄肉化を図り、 車体そのものを軽量化しようと する動きが活発となってきている。 しかしながら、 鋼板の高強度化は延性の低下、 即' ち成形加工性の低下を招く。 このため、 高強度と高加工性 ^併せ持つ材料の開発が望 まれているのが現状である。.
さらには、 最近の自動車への耐食性向上の要求の高まりも加味して、 溶融亜鉛めつき を施した高張力鋼板の開発が多く行われてきている。
このような要求に対して、 これまでにフェライト、 マルテンサイト二相鋼 （DP鋼） や残留オーステナイ トの変態誘起塑性を利用した TRIP鋼など、種々の複合組織型髙強 度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
例えば、 特許文献 1には、 質量。 /。で、 C : 0. 05〜0. 15°ん Si : 0. 3〜l. 5%、 Μη : 1. 5〜2. 8%、 P : 0. 03%以下、 S : 0. 02%以下、 A1 : 0. 005〜0. 5%、 N: 0. 0060%以下、 残部が Feおよび不可 避的不純物からなり、 さらに（Mn%) / (C%)≥15かつ（Si%) / (C%)≥4を満たし、 フェライ ト相中に体積率で 3〜20%のマルテンサイ ト相と残留オーステナイト相を含む成形性 の良い髙強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板が提案されている。すなわち、特許文献 1は、 多量の Si を添加することにより残留 γを確保し高延性を達成する加工性に優れた合 金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ようとする技術である。
しかし、 これら DP鋼や TRIP鋼は伸ぴ特性には優れるものの穴拡げ性が劣るという問 題がある。 穴拡げ性は加工穴部を拡張してフランジ成形させるときの加工性を示す指 標で、 伸ぴ特性と共に髙強度鋼板に要求される重要な特性である。 特許文献 2には、 伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法として、 焼鈍均熱後、溶融亜鉛めつき浴までの間に Ms点以下まで強冷却して生成したマルテン サイトを再加熱し焼き戻しマルテンサイ トとして穴拡げ性を向上させる技術が開示さ れている。 しかし、 マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトにすること ίこより穴拡げ 性は向上するが、 E Lが低いことが問題となる。
さらに、 深絞り性と伸ぴフランジ性に優れる髙張力溶融亜鉛めつき鋼板として、 特許 文献 3には、 Cと Vおよび Nbの含有量と焼鈍温度を規制し、 再結晶焼鈍前の固溶 C量 を低減させて { 111 }再結晶集合組織を発達させて高 r値化を達成し、焼鈍時に Vおよび Nb系炭化物を溶解させてオーステナイト中に Cを濃ィヒさせ、その後の冷却過程でマル テンサイト相を生成させる技術が開示されている。 し力 し、引張強度は 600MPa程度で あり、 引張強度と伸びのパランス （TS X EL) は 19000MPa · %程度と、 十分な強度およ び延性が得られているとは言えない。 . ·
特許文献 1： 特開平 11一 279691号公報
特許文献 2： 特開平 6— 93340号公報
特許文献 3： 特開 2004-2409号公報 発明の開示
上述したように、 特許文献 1〜 3に記載された溶融亜鉛めつき鋼板では、 延性およ ぴ伸ぴフランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は得られていない。
本発明は、 かかる事情に鑑み、 590MPa以上の TSを有し、 かつ、 延性おょぴ伸びフ ランジ性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法を提供することを目 的とする。
本発明者らは、 上記した課題を達成し、 延性およぴ伸ぴフランジ性に優れた高強度 溶融亜鉛めつき鋼板を製造するため、 鋼板の組成およびミクロ組織の観点から鋭意研 究を重ねた。
その結果、 合金元素を適正に調整して、 焼鈍過程における均熱温度からの冷却時に、 鋼の線膨張係数から求められるオーステナイ トからのマルテンサイ ト変態開始温度 (以下、 Ms点もしくは単に MS と称することもある） を用いて、 （Ms— 100°C) 〜 （Ms — 200°C)の温度域まで強冷却しオーステナイトの一部をマルテンサイトに変態させる 部分焼入れを行った後、再加熱してめっき処理を施すことで、 面積率で、 20%以上のフ ェライト相と 10%以下 （0%を含む） のマルテンサイト相と 10%以上 60%以下の焼戻 しマルテンサイトを有し、体積率で、 3%以上 10%以下の残留オーステナイト相を有し、 かつ、残留オーステナイトの平均結晶粒径が 2· 0 μ ιη以下とすることができ、 このよう な組織とすることで高い延性および伸ぴフランジ性が可能となることが分つた。
一般的に残留オーステナイ トが存在すると残留オーステナイトの TRIP効果により延 性が向上する。 しかし、 歪の付加により残留オーステナイトが変態して生成するマル テンサイトは非常に硬質なものとなり、 · その結果、 主相であるフェライトとの硬度差 が大きくなり伸ぴフランジ性が低下することも知られている。
これに対して、 本発明では、 成分おょぴ組織構成を規定することで、 高い延性と高い 伸ぴフランジ性が両立可能となり、 残留オーステナイトが存在しても高い伸びフラン ジ性を得ることが可能となる。 残留オーステナイ トが存在しても高い伸びフランジ性 を得ることが可能となる理由についての詳細は不明であるが、 残留オーステナイ トの 微細化と焼き戻しマルテンサイトとの複合組織となっていることが理由として考えら れる。
さらに、 上記知見に加え、 残留オーステナイト中の平均固溶 C量を 1%と以上と安定な 残留オーステナイトとすることで、 延性だけでなく深絞り性も向上することを知見し た。 ·'
本発明は、 以上の知見に基づいてなされたものであり、 その要旨は以下のとおりで ある。
[ 1 ]成分組成は、 質量％で、 C： 0. 05〜0. 3%、 Si： 0. 01〜 5°/。、 Mn： 0. 5〜3. 5%、 P： 0. 003~0. 100%以下、 S： 0. 02%以下、 A1： 0. 010〜1. 5%を含有し、 Si と A1の添加量 の合計が 0. 5〜2. 5%であり、 残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなり、 組織は、 面積 率で、 20%以上のフヱライト相と 10%以下 （0%を含む） のマルテンサイト相と 10%以 上 60%以下の焼戻しマルテンサイト相を有し、体積率で、 3%以上 10%以下の残留ォ一 ステナイト相を有し、かつ、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が 2. 0 i m以下であ ることを特徴とする加ェ性に優れた髙強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[ 2 ] 前記 [ 1 ] において、 前記残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度が 1%以上 であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 [3]前記 [1]または [2]において、 さらに、成分組成として、質量。/。で、 Cr:0.005 〜2.00%、 Mo： 0.005〜2.00%、 V： 0.005~2.00%、 Ni： 0.005〜2.00%、 Cu： 0.005~2.00% から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする加工性に優れた 高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
[4] 前記 [1] 〜 [3] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量。/。で、 Ti： 0.01〜0.20°ん Nb： 0.01〜0.20%から選ばれる 1種または 2種の元素を含有するこ とを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 '
[5] 前記 [1] ~ [4] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量。/。で、 Β:0· 0002〜0.005%を含有することを特徴とする加工性に優れた髙強度溶融亜鉛めつき 鋼板。
[6] 前記 [1] 〜 [5] のいずれかにおいて、 さらに、 成分組成として、 質量。/。で、 Ca： 0.001〜0.005°/。、 REM： 0.001〜0.005%から選ばれる 1種または 2種の元素を含有す ることを特徴とする加工性に優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板。
[7] 前記 [1] 〜 [6] のいずれかにおいて、 亜鉛めつきが合金化亜鉛めつきであ ることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
[8] 前記 [1] 〜 [6] のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を 施し、次いで連続焼鈍を施すに際し、
Figure imgf000005_0001
変態点の温度域の平均加熱速度を 10°C /s以上として 750〜900°Cまで加熱し、 次いで、 10秒以上保持した後、 10°C/s以上の 平均冷却速度で 750°Cから （Ms点一 100°C) 〜 （Ms点一 200°C) の温度域まで冷却し、 350〜600°Cまで再加熱し 10〜600秒保持した後、 亜鉛めつきを施すことを特徴とする 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
[9] 前記 [1] ~ [6] のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延、 冷間圧延を施し、次いで連続焼鈍を施すに際し、
Figure imgf000005_0002
変態点の温度域の平均加熱 速度を 10°C/s以上として 750~900°Cまで加熱し、次いで、 10秒以上保持した後、 10°C /s以上の平均冷却速度で 750 から （Ms点— 100°C) ~ (Ms点— 200°C) の温度域まで 冷却し、 3.50〜600°Cまで再加熱し 10〜600秒保持した後、 亜鉛めつきを施すことを特 徴とする加ェ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
[1 0] 前記 [8] または [9] において、 前記 350〜600°Cまで再加熱後の保持時間 は、 下記式（1)により求められる時間 t〜600秒の範囲であることを特徴とする加工性 に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
t (秒）
Figure imgf000006_0001
(- 80400/8.31/(T+273)) --- (1)
ただし、 Τ :再加熱温度 （°C) である。
[l l] fu|B [8] ~ [10] のいずれかにおいて、 溶融亜鉛めつきを施した後、 さ らに、 亜鉛めつきの合金化処理を施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜 鉛めつき鋼板の製造方法。
なお、 本明細書において、 鋼の成分を示す％は、 すべて質量％である。 また、 本発明 において、 「髙強度溶融亜鉛めつき鋼板」 とは、引張強度 TSが 590MPa以上である溶融 亜鉛めつき鋼板である。
本発明によれば、 590MPa以上の TSを有し、 かつ、 延性、 伸ぴフランジ性および深 絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。 本発明の高強度溶融亜鉛めつ き鋼板を例えば自動車構造部材に適用することにより、 自動車の軽量化と衝突安全性 向上との両立を可能とし、 自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果 を奏する。 発明を実施するための最良の形態
以下に、 本発明の詳細を説明する。
1)成分組成
C： 0.05〜0.3%
Cはオーステナイ トを安定化させフェライト以外の相を生成しやすくするため、 鋼板 強度を上昇させるとともに、 組織を複合化して TSと ELのパランスを向上させるため に必要な元素である。 C量が 0.05%未満では製造条件の最適化を図ったとしてもフエ ライ ト以外の相の確保が難しく、 TSと E Lのパランスが低下する。 一方、 C量が 0.3%を超えると、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が劣化 する。 以上より、 C量は 0.05%以上 0.3%以下とする。 好ましくは 0.08%以上 0.15°/0以 下である。
Si： 0.01〜2.5%
Siは鋼の強化に有効な元素である。 また、 フェライト生成元素であり、 オーステナイ ト相中への Cの濃化促進おょぴ炭化物の生成を抑制することから、 残留オーステナイ トの生成を促進する働きを有する。 このような効果を得るためには、 Si量は 0. 01%以 上必要である。 ただし、 過剰な添加は、 延性や表面性状、 溶接性を劣化させるので、 上限は 2. 5%以下とする。 好ましくは 0. 7%以上 2. 0%以下である。
Mn： 0. 5〜3· 5%
Μηは鋼の強化に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイト相等の低温変態相の生成を 促進する。 このような作用は、 Mn量が 0. 5%以上で認められる。ただし、 Mn量が 3. 5% を超えて過剰に添加すると、 第二相分率の過剰な増加や固溶強化によるフェライトの 延性劣化が著しくなり成形性が低下する。 従って、 Mn量は 0. 5%以上 3. 5%以下とす る。 好ましくは 1. 5»/。以上 3. 0%以下である。
P： 0. 003〜0. 100%
Pは鋼の強化に有効な元素であり、この効果は 0. 003%以上で得られる。しカゝし、 0. 100% を超えて過剰に添加すると粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。 従って、 P量は 0. 003%以上 0· 100%以下とする。
S： 0. 02%以下
Sは MnSなどの介在物となって、 耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った 割れの原因になるので極力低い方が良いが、 製造コストの面から 0. 02%以下とする。
A1： 0. 010〜1. 5%、 Si+Al： 0. 5〜2. 5%
A1は脱酸剤として作用し、 鋼の清浄度に有効な元素であり、 脱酸工程で添加すること が好ましい。このような効果を得るためには、 A1量は 0. 010%以上必要である。一方、 多量に添加すると連続铸造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり製造性を低下させる。 従って A1量の上限は 1. 5%とする。
また、 A1は Si と同様にフェライト相生成元素であり、 オーステナイト相中への Cの 濃化促進および炭化物の生成を抑制することから、 残留オーステナイト相の生成を促 進する働きがある。 このような効果は A1と Siの添加量の合計が 0. 5%未満では不十分 で十分な延性が得られない。 一方、 A1と Siの添加量の合計が 2. 5%を超えると鋼板中 の介在物が増加し、延性を劣化させる。従って、 A1と Siの添加量の合計は 2. 5%以下 とする。
本発明では、 N は加工性等の作用効果を阻害しない範囲として、 0. 01%以下の含有は 許容できる。 部は Feおよび不可避的不純物である。
ただし、 これらの成分元素に加えて、 以下の合金元素を必要に応じて添加することが できる。 .
Cr： 0. 005~2. 00%, Mo： 0. 005~2. 00%、 V： 0. 005~2. 00%、 Ni： 0. 005~2. 00%, Cu： 0. 005-2. 00%から選ばれる 1種または 2種以上
Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cu は焼鈍温度からの冷却時にパーライト相の生成を抑制し、 低温変 態相の生成を促進し鋼の強化に有効に働く。 この効果は、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cu の少な くとも 1種を 0. 005%以上含有させることで得られる。 しかし、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cuの れぞれの成分が 2. 00%を超えるとその効果は飽和し、 コス トアップの要因となる。 従って、 添加する場合は、 Cr、 Mo、 V、 Ni、 Cu量はそれぞれ 0· 005%以上 2· 00%以下と する。
Ti： 0. 01〜0. 20%、 Nb： 0. 01〜0. 20%から選ばれる 1種または 2種
Ti、 Nbは炭窒化物を形成し、 鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。 このよ うな効果はそれぞれ 0. 01%以上で認められる。 一方、 Ti、 Nbをそれぞれ 0. 20%を超え て含有しても、 過度に高強度化し、 延性が低下する。 従って、 添加する場合は、 Ti、 Nbはそれぞれ 0. 01%以上 0. 20%以下とする。
B ： 0. 0002~0. 005%
B はオーステナイト相粒界からのフェライトの生成を抑制し強度を上昇させる作用を 有する。 その効果は 0. 0002%以上で得られる。 一方、 B量が 0. 005%を超えるとその効 果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 添加する場合は、 B量は.0. 0002% 以上 0. 005%以下とする。 '
Ca： 0. 001〜0. 005%、 REM： 0. 001〜0. 005%から選ばれる 1種または 2種
Ca、 REM はいずれも硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、 必 要に応じて Ca、 REMの 1種または 2種は 0. 001%以上含有することができる。 しかしな がら過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、それぞれ 0. 005%以下とす る。
2)ミク 0組織
フェライト相の面積率が 20%以上
フェライト相の面積率が 20%未満だと TSと ELのバランスが低下するため 20%以上とす る。 好ましくは 50%以上である。
マルテンサイト相の面積率が 0〜10%
マルテンサイト相は鋼の高強度化には有効に働くが、，面積率が 10%を超えて過剰に存 在すると λ (穴拡げ率） が顕著に低下する。従って、マルテンサイト相の面積率は 10% 以下とする。 マルテンサイト相を全く含まず面積率が 0%でも本発明の効果には影響を 及ぼさず問題ない。
焼戻しマルテンサイト相の面積率が 10〜60%
焼戻しマルテンサイト相は鋼の強化に有効に働く。 また、 これらの相はマルテンサイ ト相に比べて穴拡げ性への悪影響が小さく、 著しい穴拡げ性の低下なしに強度を確保 することができる有効な相である。 焼戻しマルテンサイ 'ト相の面積率が 10%未満では このような強度確保が困難となる。一方、 60%を超えると TSと ELのパランスが低下す る。 よって、 焼戻しマルテンサイト相の面積率は 10%以上 60%以下とする。
残留オーステナイト相の体積率が 3〜： 10%、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が 2. 0 /i m以下、 好適には、 残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度が 1%以上 残留オーステナイト相は鋼の強化に寄与するだけでなく、 鋼の TSと ELのバランスの 向上に有効に働く。 このような効果は体積率が 3%以上で得られる。 また、 残留オース テナイト相は加工によりマルテンサイトに変態し、 穴拡げ性を低下させるが、 その平 均結晶粒径を 2. 0 / m以下おょぴ体積率を 10%以下とすることにより著しい穴拡げ性 の低下は抑制される。従って、残留オーステナイト相の体積率は 3%以上 10%以下とし、 残留オーステナイト相の平均結晶粒径は 2. 0 μ πι以下とする。
また、 残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度の増加により深絞り性が向上する。 このような効果は残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度が 1 %以上で顕著となる。 なお、 フェライト相、 マルテンサイト相、 焼戻しマルテンサイト相、 残留オーステ ナイト以外相の相としては、パーライト相およびべィナイト相を含むことができる力 上記ミクロ組織の構成が満足されれば本発明の目的を達成できる。 ただし、 延性およ ぴ穴拡げ性確保の観点からパーライト相は 3%以下とすることが望ましい。
なお、 本発明におけるフェライト相、 マルテンサイト相おょぴ焼戻しマルテンサイ ト相の面積率とは、 観察面積に占める各相の面積の割合のことである。 上記各面積率 は、 鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、 3%ナイタールで腐食し、 SEM (走査電 子顕微鏡）を用いて 2000倍の倍率で 10視野観察し、市販の画像処理ソフトを用いて求 めることができる。 また、 残留オーステナイ ト相の体積率とは、 板厚 1/4面における b c c鉄の （2 0 0)、 （2 1 1)、 (2 20) 面の X線回折積分強度に対する ί c c鉄 の （2 0 0)、 （2 2 0)、 (3 1 1 ) 面の X線回折積分強度の割合である。
残留オーステナイト相平均粒径とは TEM (透過型電子顕微鏡） により薄膜を観察し、 任意に選んだオーステナイトの面積を画像解析により求め、 正方形近似したときの 1 片の長さをその粒の結晶粒径とし、 10粒子の平均値のことである。
残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度 （[Cy%]) は、 CoKa線を用いて fee鉄の回 折面 （220) からもとめた格子定数 a (A) と、 [Mn%]、 [Al%]を下記式（2)に代入して 計算して求めることができる。
a=3.578+0.033 [C y ]+0.00095 [Mn%]+0.0056 [Al°/o] --- (2)
ただし、 [CY は残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度であり、 [Mn°/。]、 [AW] はそれぞれ Mn、 A1の含有量 （質量％) を示す。
3)製造条件
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 上記の成分組成を有するスラブに熱間圧延 後そのまま連続焼鈍を施すか、 あるいはさらに冷間圧延を施した後に連続焼鈍を施す に際し、 500で~ 変態点の温度域の平均加熱速度を 10°C/s以上として 750〜900°Cま で加熱し、次いで、 10秒以上保持した後、 10°C/s以上の平均冷却速度で 750°Cから（Ms 点— 100°C) 〜（Ms点— 200°C)の温度域まで冷却し、 350〜600°Cまで再加熱し 10〜600 秒保持した後、亜鉛めつきを施す方法によって製造できる。好ましくは、上記前記 350 〜600°Cまで加熱後の^:持時間が、下記式（1)により求められる時間 t〜600秒の範囲で める。
t (秒） =2.5X10— 5/Exp(- 80400/8.31バ T+273)) --- (1)
ただし、 T :再加熱温度 （°C) である。
以下、 詳細に説明する。
上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、 連続鎳造法等でスラブとする。 使用する鋼スラブは、 成分のマクロ偏析を防止するために連続铸造法で製造するのが 好ましいが、 造塊法、 薄スラブ錄造法で製造してもよい。 また、 鋼スラブを製造した のち、 いったん室温まで冷却し、 その後再度加熱する従来法に加え、 室温まで冷却し ないで、 温片のままで加熱炉に揷入する、 あるいはわずかの保熱をおこなった後に直 ちに圧延する直送圧延'直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。 スラブ加熱温度： 1100°C以上 （好適条件）
スラブ加熱温度は、 低温加熱がエネルギー的には好ましいが、 加熱温度が 1100で未満' では、 炭化物が十分に固溶できなかったり、 圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラ プル発生の危険が増大するなどの問題が生じる。 なお、 酸化重量の増加にともなうス ケールロスの増大などから、 スラブ加熱温度は 1300°C以下とすることが望ましい。 なお、 スラブ加熱温度を低くしても熱間圧延時のトラブルを防止するといつた観点か ら、 シートバーを加熱する、 いわゆるシートパーヒーターを活用してもよい。
仕上圧延終了温度： A3点以上 （好適条件）'
仕上げ圧延終了温度が A3点未満では、 圧延中に αと γが生成して、 鋼板にバンド状組 織が生成し易くなり、 かかるパンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、 材料特 性に異方性を生じさせたり、 加工性を低下させる原因となる場合がある。 このため、 仕上げ圧延温度は Α3変態点以上とすることが望ましい。
卷取り温度：' 450°C〜700°C (好適条件）
卷取り温度が 450°C未満だと卷取り温度の制御が難しく温度ムラが生じやすくなり、 その 果、 冷間圧延性が低下するなどの問題が生じることがある。 また卷取り温度が 700°Cを超えると地鉄表層で脱炭が生じるなどの問題が起こることがある。 このため、 卷取り温度は 450〜700°Cの範囲とするのが望ましい。
なお、 本発明における熱延工程では、 熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上 圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。 潤滑圧延を行うことは、 鋼板形状の 均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は 0. 25 〜0. 10の範囲とすることが好ましい。 また、 相前後するシートパー同士を接合し、 連 続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。 連続圧延プロセス^適 用することは、 熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
次いで、 熱延板にそのまま連続焼鈍を施すか、 あるいはさらに冷間圧延を施した後 連続焼鈍を施す。 冷延圧延を施す場合、 好ましくは熱延鋼板の表面の酸化スケールを 酸洗により除去した後、 冷間圧延に供して所定の板厚の冷延鋼板とする。 ここに酸洗 条件や冷間圧延条件は特に制限されるものではなく、 常法に従えば良い。 冷間圧延の 圧下率は 40%以上とすることが好ましい。
連続焼鈍条件： 500°C~A1変態点の温度域における平均加熱速度を 10°C/s以上とし て 750〜900°Cまで加熱
本発明の鋼における再結晶温度域である 500でから 変態点の温度域において平均加 熱速度を 10°C/s以上とすることで、加熱昇温時の再結晶が抑制され、 変態点以上で 生成する γの微細化、 ひいては焼鈍冷却後の残留オーステナイト相の微細化に有効に 働く。 平均加熱速度が 10°C/s未満では、加熱昇温時に aの再結晶の進行が進み、 α中 に導入された歪が開放され +分な微細化が達成できなくなる。 好ましい平均加熱速度 は 20°C/s以上である。
750°C〜900°Cで 10秒以上保持
保持温度が 750°C未満あるいは保持時間が 10秒未満では、焼鈍時のオーステナイト相 の生成が不十分となり、 焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。 一 方、 加熱温度が 900°Cを超えると、 加熱時に生成するオーステナイト相が粗大化し、 焼鈍後の残留オーステナイ ト相も粗大となる。 保持時間の上限は特に規定しないが、 600秒以上の保持は効果が飽和する上、 コストアップにつながるので、保持時間は 600 秒未満が好ましい。
10°C/s以上の平均冷却速度で 750 から （Ms点— 100°C) 〜 （Ms点一 200°Cの温度域 まで冷却
平均冷却速度が 10°C/s未満ではパーライ卜が生成し、 T Sと ELのパランスおよぴ穴 拡げ性が低下する。 平均冷却速度の上限は特に規定しないが、 平均冷却速度が速すぎ ると鋼板形状が悪化したり、冷却到達温度の制御が困難となるため、好ましぐは 200°C /s以下とする。
冷却到達温度条件は本癸明において最も重要な条件の一つである。 冷却停止時にはォ ステナイト相の一部がマルテンサイトに変態し、 残りは未変態のオーステナイト相 となる。 そこから再加熱し、 めっき '合金化処理後、 室温まで冷却することで、 マル テンサイト相は焼戻しマルテンサイト相となり、 未変態オーステナイト相は残留ォー ステナイト相またはマルテンサイト相となる。 焼鈍からの冷却到達温度が低く Ms 点 (Ms点：オーステナイトのマルテンサイト変態が開始す §温度） からの過冷度が大き いほど、 冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、 未変態オーステナイト量が減 少するため、 冷却到達温度の制御により、 最終的なマルテンサイト相および残留ォー ステナイト相と焼戻しマルテンサイト相の面積率が決定されることになる。 よって、 本発明では、 Ms点と冷却停止温度の差である過冷度が重要であり、 冷却温度制御の指 標として M s点を用いることとする。 冷却到達温度が （Ms 点一 100°C) より高い温度 では、 冷却停止時のマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くな り、 最終的なマルテンサイト相または残留オーステナイト相が過剰に生成し、 穴拡げ 性を低下させる。 一方、 冷却到達温度が （Ms— 200°C) より低く.なると、 冷却中にォー ステナイト相がほとんどマルテンサイトに変態し未変態オーステナイト量が減少し、 3%以上の残留オーステナイト相が得られない。 従って冷却到達温度は （Ms点— 100°C) 〜 （Ms点一 200°C) の範囲とする。
なお、 Ms点は、 焼鈍からの冷却時の鋼板の体積変化を測定し、 その線膨張係数の変化 から求めることができる。
350〜600°Cまで再加熱し 10〜600秒保持（好適には、下記式（1)により求められる時 間 t〜600秒の範囲） した後に溶融亜鉛めつき処理
t (秒） =2. 5 X 10— 5ZExp (-80400/8. 31/ (T+273) ) —-- (1)
ただし、 Τ :再加熱温度 （°C) である。
(Ms点— 100°C) 〜 （Ms点一200°C) の温度範囲までの冷却後、 350〜600°Cの温度域ま で再加熱し 10秒以上 600秒以下保持することで、前記冷却時に生成したマルテンサイ ト相が焼戻され焼戻しマルテンサイト相となり.、 穴拡げ性が向上する。 さらに、 冷却 時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイト相が安定化され、 最終的 に 3%以上の残留オーステナイト相が得られ、 延性が向上する。 加熱保持による未変態 オーステナイト相の安定化のメカニズムについて詳細は不明だが、 未変態オーステナ イ トへの Cの濃化が進み、 オーステナイト相が安定化されると考えられる。 加熱温度 が 350 未満ではマルテンサイト相の焼戻しおょぴオーステナイト相の安定化が不十 分となり穴拡げ性おょぴ延性が.低下する。 一方、 加熱温度が 600°Cを超えると、 冷却 停止時の未変態オーステナイト相がパーライトに変態し、最終的に 3%以上残留オース テナイト相が得られなくなる。 従って、 再加熱温度は 350 以上 600°C以下とする。 保持時間が 10秒未満ではオーステナイト相の安定化が不十分となる。 一方、 また 600 秒を超えると冷却停止時の未変態オーステナイト相がペイナイ トに変態し、 最終的に 3%以上の残留オーステナイ ト相が得られなくなる。 従って、 加熱温度は 350°C以上 600°C以下とし、 その温度域での保持時間は 10秒以上 600秒以下とする。 さらに、 保 持時間が上記式（1)から求められる t 秒以上とすることにより、平均固溶 C濃度が 1% 以上の残留オーステナイトが得られるようになるため、 好ましくは、 保持時間は— 1：〜 600秒である。
めっき処理は溶融亜鉛めつき鋼板 （G I ) 製造は 0. 12〜0. 22»ん 合金化溶融亜鉛め つき鋼板 （G A) 製造時は 0. 08〜0. 18%の溶解 A1量のめっき浴に （浴温 440〜500°C) 鋼板を侵入させて行い、 ガスワイビングなどで付着量を調整する。 合金化溶融亜鉛め つき鋼板処理は、 付着量調整後、 450〜600°Cまで加熱し、 1〜30秒保持する。
なお、 溶融亜鉛めつき処理後の鋼板 （合金化溶融亜鉛めつき鋼板を含む） には、 形状 矯正、 表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。 また、 樹脂あるいは油脂コ 一ティング、 各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。 実施例 ,
表 1に示す成分組成を有し、残部が Feおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて ,し、 連続铸造法にて铸片とした。 得られた錶片を板厚 3. 0醒まで熱間圧延した。 熱間圧延の条件は仕上げ温度 900°C、 圧延後の冷却速度 10°C 、 卷取り温度 600°Cで 行った。 次いで、 熱延鋼板を酸洗した後、 板厚 1. 2mmまで冷間圧延し、 冷延鋼板を製 造した。 また一部、 板厚 2. 3mmまで熱延した鋼板を酸洗したものを焼鈍用に用いた。 . 次いで、 上記により得られた冷延鋼板あるいは熱延板に、 連続溶融亜鉛めつきライン にて、 ·表 2に示す条件で焼鈍を行い、 460°Cで溶融亜鉛めつきを施したのち、 520°Cで 合金化処理を行い、 平均冷却速度 10°C/sで冷却した。 また、 一部の鋼板については、 合金化処理を行わない溶融亜鉛めつき鋼板も製造した。 めっき付着量は片面あたり 35 〜45g/m2であつ 7こ。
Figure imgf000015_0001
CfTTS0/600Zdf/X3d 960/600Z OAV 表 2
Figure imgf000016_0002
*)下記式により求められる時間
t
Figure imgf000016_0001
31/(Τ+273)) ただし、 Τ:再加魏破 fC) である。
以上により得られた溶融亜鉛めつき鋼板について、 断面ミクロ組織、 引張特性、 穴 拡げ性おょぴ深絞り性を調査した。 得られた結果を表 3に示す。
なお、 鋼板の断面ミクロ組織は 3%ナイタール溶液 （3%硝酸 +エタノール） で組織を現 出し、 走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚 1/4位置を観察して、 撮影した組織写真を用 いて、 画像解析処理を行ない、 フェライト相の分率を定量化した。 （なお、画像解析処 理は市販の画像処理ソフトを用いることができる）
マルテンサイト相の面積率、 焼戻しマルテンサイト相の面積率は、 組織の細かさに応 じて 1000〜3000倍の適切な倍率の SEM写真を撮影し、 画像処理ソフトで定量化した。 残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の 1/4面まで研磨し、この板厚 1/4 面の回折 X線強度により求めた。 入射 X線には ΜοΚ α線を使用し、 残留オーステナイ ト相の { 111 }、 .{200}、 {220}、 { 311 }面とフェライト相の { 110}、 { 200}、 { 211} 面の ピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、 これらの平均値を残 ¾ オーステナイト相の体積率とした。
残留オーステナイト相の平均結晶粒径は透過型電子顕微鏡を用いて任意に選んだ粒の 残留オーステナイトの面積を求め、 正方形換算したときの 1片の長さをその粒の結晶 粒径とし、それを 10個の粒について求め、その平均値をその鋼の残留オーステナイト 相の平均結晶粒径とした。
残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度 （[C °/。] ) は、 CoK a線を用いて fee鉄の回 折面 （220) からもとめた格子定数 a (A) と、 [Mn%]、 [Α1%]を下記式（2)に代入して 計算して求めることができる。
a=3. 578+0. 033 [C y %] +0. 00095 [Mn%] +0. 0056 [Al%]——- (2)
ただし、 [C Y %]は残留オーステナイト中の平均固溶 C濃度であり、 [Mn%]、 [Al%]はそ れぞれ Mr！、 A1の含有量 （質量％) を示す。
また、 引張特性は、.引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取し た JIS5号試験片を用いて、 JISZ2241に準拠した引張試験を行ない、 YS (降伏応力）、 TS (引張強さ）、 EL (伸び） を測定し、 降伏比 （YS/TS) 'と強度と伸びの積 （TS X EL) で表される強度と伸ぴバランスの値を求めた。
さらに、 穴拡げ率 （λ ) は日本鉄鋼連盟規格 JFST1001に準じた穴拡げ試験を行い、 測 定した。
深絞り性は、 スウイフトカップ試験による限界絞り比 （LDR) で評価した。 試験には直 径 33πιπι φの円筒ポンチを用い、 ポンチ肩曲率半径おょぴダイス肩曲率半径はいずれも 5mm の金型を用いた。 サンプルは円形プランクに切削加工したものを用い、 しわ押さ え圧力 3ton、 成形速度 lmm/sで試験を行った。 めっき状態などにより表面の摺動状態 が変わるため、 表面の搢動状態が試験に影響しない様、 サンプルとダイスの間にテフ ロンシートを置いて高潤滑条件で試験を行った。ブランク径を 1mmピッチで変化させ、 破断せず絞りぬけたブランク径 Dとポンチ径 dの比 （D/d) を LDRとした。
表 3
oo
Figure imgf000019_0001
*1:Pはパーライト、 Bはべイナイトを示す。
表 3より、 本発明例の鋼板は TSと ELのパランス （TS X EL) が 21000MPa · %以上、 が 70°/。以上であり、 優れた強度、 延性およぴ伸ぴフランジ性を示している。
さらに、 残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度が 1%以上の銅では LDRが 2. 09以 上と優れた深絞り性も示している。
—方、 本発明の範囲をはずれる比較例の鋼板は TS と EL のバランス （TS X EL) が 21000MPa ·。/。未満おょぴ （または） が 70%未満となり、 強度、 延性およぴ伸ぴフラン ジ性のいずれかが劣っている。

Claims

請求の範囲
1 . 成分組成は、 質量。/。で、 C： 0· ·05〜0· 3%、 Si： 0. 01〜2· 5°/。、 Μη： 0. 5〜3. 5%、 Ρ： 0. 003〜0. 100%以下、 S： 0. 02%以下、 A1： 0. 010〜1. 5%を含有し、 Si と A1の添加量 の合計が 0. 5〜2. 5%であり、 残部が鉄おょぴ不可避的不純物からなり、 組織は、 面積 率で、 20%以上のフェライト相と 10%以下 （0%を含む） のマル ンサイト相と 10%以 上 60%以下の焼戻しマルテンサイト相を有し、体積率で、 3%以上 10%以下の残留ォー ステナイト相を有し、かつ、残留オーステナイト相の平均結晶粒径が 2. 0 /z m以下であ ることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
2 . 前記残留オーステナイト相中の平均固溶 C濃度が 1%以上であることを特徴とす る請求項 1に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
3 . さらに、 成分組成として、 質量。で、 Cr： 0. 005〜2. 00%、 Mo： 0. 005〜2. 00%、 V： 0. 005〜2. 00%、 Ni： 0. 005〜2. 00%、 Cu： 0. 005〜2. 00%から選ばれる 1種または 2種以 上の元素を含有することを特徴とする請求項 1または 2に記載の加工性に優れた髙強 度溶融亜鉛めつき鋼板。 .
4 . さらに、 成分組成として、 質量。/。で、 Ti： 0· 01〜0. 20°/。、 Nb： 0. 01〜0. 20%から選 ばれる 1種または 2種の元素を含有することを特徴とする請求項 1〜 3のいずれかに 記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
5 . さらに、 成分組成として、 質量。で、 B： 0· 0002〜0. 005°/。を含有することを特徴 とする請求項 1〜4のいずれかに記载の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
6 . さらに、 成分組成として、 質量。/。で、 Ca： 0. 001~0. 005%、 REM： 0. 001〜0. 005% から選ばれる 1種または 2種の元素を含有することを特徴とする請求項 1~5のいずれ かに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 '
7 . 亜鉛めっきが合金化亜鉛めっきであることを特徴とする請求項 1〜6のいずれか に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
8 . 請求項 1〜6のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延を施し、次 いで連続焼鈍を施すに際し、 500で〜 At変態点の温度域の平均加熱速度を 10°C/s以上 として 750〜900°Cまで加熱し、 次いで、 10秒以上保持した後、 10°C/s以上の平均冷 却速度で 750°Cから （Ms点一 100°C) 〜 （Ms点一 200°C) の温度域まで冷却し、 3δ0〜 600°Cまで再加熱し 10〜600秒保持した後、亜鉛めつきを施すことを特徴とする加工性 に優れた髙強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
9 . 請求項 1〜6のいずれかに記載の成分組成を有するスラブに熱間圧延、冷間圧延 を施し、 次いで連続焼鈍を施すに際し、 SOOOC Ai変態点の温度域の平均加熱速度を 10°C/s以上として 750〜900°Cまで加熱し、 次いで、 10秒以上保持した後、 10°C/s以 上の平均冷却速度で 750°Cから （Ms点一 100°C) 〜 （Ms点— 200°C) の温度域まで冷却 し、 350〜600°Cまで再加熱し 10〜600秒保持した後、 亜鉛めつきを施すことを特徴と する加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
1 0 . 前記 350〜600°Cま！?再加熱後の保持時間は、 下記式（1)により求められる時 間 t〜600 秒の範囲であることを特徴とする請求項 8または 9に記載の加工性に優れ た高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
t (秒） =2. 5 Χ 1(Γ5/Εχρ (- 80400/8. 31/ (Τ+273) ) --- (1)
ただし、 Τ :再加熱温度 （°C) である。
1 1 . 溶融亜鉛めつきを施した後、 さらに、 亜鉛めつきの合金化処理を施すことを 特徴とする請求項 8〜10のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法。
PCT/JP2009/051133 2008-01-31 2009-01-19 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 WO2009096344A1 (ja)

Priority Applications (5)

Application Number Priority Date Filing Date Title
CA2712226A CA2712226C (en) 2008-01-31 2009-01-19 High strength galvanized steel sheet with excellent formability and method for manufacturing the same
US12/864,586 US8430975B2 (en) 2008-01-31 2009-01-19 High strength galvanized steel sheet with excellent formability
CN2009801037123A CN101932744B (zh) 2008-01-31 2009-01-19 加工性优良的高强度热镀锌钢板的制造方法
EP09706721.9A EP2258886B1 (en) 2008-01-31 2009-01-19 High-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent processability and process for producing the same
US13/849,734 US9028626B2 (en) 2008-01-31 2013-03-25 Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet with excellent formability

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2008020201 2008-01-31
JP2008-020201 2008-01-31
JP2008323223A JP5369663B2 (ja) 2008-01-31 2008-12-19 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008-323223 2008-12-19

Related Child Applications (2)

Application Number Title Priority Date Filing Date
US12/864,586 A-371-Of-International US8430975B2 (en) 2008-01-31 2009-01-19 High strength galvanized steel sheet with excellent formability
US13/849,734 Division US9028626B2 (en) 2008-01-31 2013-03-25 Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet with excellent formability

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2009096344A1 true WO2009096344A1 (ja) 2009-08-06

Family

ID=40912698

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2009/051133 WO2009096344A1 (ja) 2008-01-31 2009-01-19 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Country Status (8)

Country Link
US (2) US8430975B2 (ja)
EP (1) EP2258886B1 (ja)
JP (1) JP5369663B2 (ja)
KR (1) KR101218464B1 (ja)
CN (2) CN103146992B (ja)
CA (1) CA2712226C (ja)
TW (1) TWI417400B (ja)
WO (1) WO2009096344A1 (ja)

Cited By (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2012020511A1 (ja) * 2010-08-12 2012-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2439291A1 (de) * 2010-10-05 2012-04-11 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
US20120305144A1 (en) * 2010-01-29 2012-12-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method of manufacturing steel sheet
EP2546382A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
WO2013038637A1 (ja) * 2011-09-16 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US20130167980A1 (en) * 2010-09-16 2013-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
US20140205855A1 (en) * 2011-07-29 2014-07-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet excellent in impact resistance and manufacturing method thereof, and high-strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
WO2016158160A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
JP2016194139A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
WO2018043473A1 (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018043474A1 (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP6421903B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2021172297A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172298A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172299A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
CN115003841A (zh) * 2020-01-31 2022-09-02 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法

Families Citing this family (78)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5463685B2 (ja) * 2009-02-25 2014-04-09 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5509909B2 (ja) * 2010-02-22 2014-06-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度熱延鋼板の製造方法
JP4962594B2 (ja) * 2010-04-22 2012-06-27 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
TWI396773B (zh) * 2010-07-08 2013-05-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 熔融鍍鋅鋼板
EP2527493B1 (en) 2010-07-09 2018-09-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Galvanized steel sheet
MX358761B (es) 2010-12-17 2018-09-03 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Lámina de acero galvanizado por inmersión en caliente y método para fabricación de la misma.
EP2683839B1 (en) 2011-03-07 2015-04-01 Tata Steel Nederland Technology B.V. Process for producing high strength formable steel and high strength formable steel produced therewith
JP5825119B2 (ja) * 2011-04-25 2015-12-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2012240095A (ja) * 2011-05-20 2012-12-10 Kobe Steel Ltd 高強度鋼板の温間成形方法
EP2730666B1 (en) * 2011-07-06 2018-06-13 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Method for producing a cold-rolled steel sheet
BR112014001994A2 (pt) * 2011-07-29 2017-02-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp folha de aço galvanizado de alta resistência excelente em flexibilidade e método de fabricação da mesma
CN103703157B (zh) * 2011-07-29 2015-12-02 新日铁住金株式会社 形状保持性优异的高强度钢板、高强度镀锌钢板及它们的制造方法
EP2738276B1 (en) 2011-07-29 2019-04-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength galvanized steel sheet and high-strength steel sheet having superior moldability, and method for producing each
CN103827341B (zh) * 2011-09-30 2016-08-31 新日铁住金株式会社 热浸镀锌钢板及其制造方法
JP5354135B2 (ja) 2011-09-30 2013-11-27 新日鐵住金株式会社 機械切断特性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、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
KR101382981B1 (ko) * 2011-11-07 2014-04-09 주식회사 포스코 온간프레스 성형용 강판, 온간프레스 성형 부재 및 이들의 제조방법
DE102011056846B4 (de) * 2011-12-22 2014-05-28 Thyssenkrupp Rasselstein Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Aufreißdeckels sowie Verwendung eines mit einer Schutzschicht versehenen Stahlblechs zur Herstellung eines Aufreißdeckels
CN104011242B (zh) * 2011-12-26 2016-03-30 杰富意钢铁株式会社 高强度薄钢板及其制造方法
CN104254630B (zh) 2012-02-22 2017-03-15 新日铁住金株式会社 冷轧钢板及其制造方法
JP2013224477A (ja) * 2012-03-22 2013-10-31 Jfe Steel Corp 加工性に優れた高強度薄鋼板及びその製造方法
JP2013231216A (ja) * 2012-04-27 2013-11-14 Jfe Steel Corp 化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2013237877A (ja) * 2012-05-11 2013-11-28 Jfe Steel Corp 高降伏比型高強度鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板、高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、高降伏比型高強度冷延鋼板の製造方法、高降伏比型高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、および高降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP2684975B1 (de) * 2012-07-10 2016-11-09 ThyssenKrupp Steel Europe AG Kaltgewalztes Stahlflachprodukt und Verfahren zu seiner Herstellung
US20150203947A1 (en) * 2012-07-31 2015-07-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and shape fixability and method for manufacturing the same
BR112015005020B1 (pt) 2012-09-27 2020-05-05 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp chapa de aço laminada a quente e método para fabricar a mesma
JP5609945B2 (ja) * 2012-10-18 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP5867435B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5867436B2 (ja) * 2013-03-28 2016-02-24 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5679091B1 (ja) * 2013-04-04 2015-03-04 Ｊｆｅスチール株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
TWI564402B (zh) * 2013-05-17 2017-01-01 Ａｋ鋼鐵資產公司 展現良好延展性之高強度鋼及藉由經鋅浴槽淬火及分配處理之製造方法
CN104278194B (zh) * 2013-07-08 2016-12-28 鞍钢股份有限公司 一种具有高强度高塑性的汽车用冷轧钢板及其生产方法
CN104561793B (zh) * 2013-10-10 2017-01-11 鞍钢股份有限公司 一种超高强度热轧基板镀锌板及其制造方法
JP5924332B2 (ja) * 2013-12-12 2016-05-25 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CA2923586C (en) * 2013-12-20 2020-10-06 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Electric-resistance welded steel pipe
US10435762B2 (en) 2014-03-31 2019-10-08 Jfe Steel Corporation High-yield-ratio high-strength cold-rolled steel sheet and method of producing the same
CA2947382C (en) * 2014-04-15 2022-07-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Method for producing a cold-rolled flat steel product with high yield strength and flat cold-rolled steel product
US10595986B2 (en) 2014-06-11 2020-03-24 Robert D. Rehnke Internal long term absorbable matrix brassiere and tissue engineering scaffold
US11638640B2 (en) 2014-06-11 2023-05-02 Bard Shannon Limited In vivo tissue engineering devices, methods and regenerative and cellular medicine employing scaffolds made of absorbable material
JP6379716B2 (ja) * 2014-06-23 2018-08-29 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板及びその製造方法
WO2016067625A1 (ja) * 2014-10-30 2016-05-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101647224B1 (ko) * 2014-12-23 2016-08-10 주식회사 포스코 표면품질, 도금밀착성 및 성형성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법
US10450642B2 (en) 2015-01-15 2019-10-22 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
EP3219821B1 (en) * 2015-01-15 2019-11-13 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for producing the same
CN104928575A (zh) * 2015-05-13 2015-09-23 唐山钢铁集团有限责任公司 355MPa级汽车用冷成形镀锌热轧基板及其生产方法
EP3336212B1 (en) 2015-08-11 2020-07-29 JFE Steel Corporation Material for high-strength steel sheet, hot rolled material for high-strength steel sheet, material annealed after hot rolling and for high-strength steel sheet, high-strength steel sheet, high-strength hot-dip plated steel sheet, high-strength electroplated steel sheet, and manufacturing method for same
CN106811678B (zh) * 2015-12-02 2018-11-06 鞍钢股份有限公司 一种淬火合金化镀锌钢板及其制造方法
JP6762868B2 (ja) 2016-03-31 2020-09-30 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
CN108779536B (zh) * 2016-04-19 2020-06-30 杰富意钢铁株式会社 钢板、镀覆钢板和它们的制造方法
US11560606B2 (en) 2016-05-10 2023-01-24 United States Steel Corporation Methods of producing continuously cast hot rolled high strength steel sheet products
RU2749413C2 (ru) 2016-05-10 2021-06-09 Юнайтид Стейтс Стил Корпорэйшн Изделия из высокопрочной стали и способы их изготовления
US11365465B2 (en) 2016-08-08 2022-06-21 Nippon Steel Corporation Steel sheet
MX2019005637A (es) 2016-11-16 2019-07-04 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma.
KR101889181B1 (ko) 2016-12-19 2018-08-16 주식회사 포스코 굽힘성 및 신장플랜지성이 우수한 고장력강 및 이의 제조방법
TWI646206B (zh) * 2016-12-22 2019-01-01 日商新日鐵住金股份有限公司 Steel plate
JP6414246B2 (ja) 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
EP3585916B1 (en) * 2017-02-27 2021-01-06 Nucor Corporation Thermal cycling for austenite grain refinement
JP6860420B2 (ja) 2017-05-24 2021-04-14 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
JP6849536B2 (ja) * 2017-05-31 2021-03-24 株式会社神戸製鋼所 高強度鋼板およびその製造方法
KR101950596B1 (ko) * 2017-08-24 2019-02-20 현대제철 주식회사 초고강도 강 및 그 제조방법
CN107723607B (zh) * 2017-09-26 2020-02-07 武汉钢铁有限公司 420MPa级具有优良冷成型性能的热轧汽车结构钢板及制造方法
CN107641762B (zh) * 2017-09-26 2020-04-03 武汉钢铁有限公司 340MPa级具有优良冷成型性能的热轧汽车结构钢板及制造方法
CA3079796A1 (en) 2017-11-15 2019-05-23 Nippon Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet
US11332804B2 (en) 2018-01-31 2022-05-17 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet, high-strength coated steel sheet, and method for producing the same
WO2019194251A1 (ja) * 2018-04-03 2019-10-10 日本製鉄株式会社 鋼板及び鋼板の製造方法
CN108914014B (zh) * 2018-07-17 2019-12-24 张家港扬子江冷轧板有限公司 冷轧高强度热镀锌钢板及制备方法
CN109440005A (zh) * 2018-11-14 2019-03-08 河钢股份有限公司承德分公司 一种saph440晶粒细化钢及其生产方法
KR102209569B1 (ko) 2018-12-18 2021-01-28 주식회사 포스코 고강도 고연성 강판 및 그 제조방법
KR102178731B1 (ko) 2018-12-18 2020-11-16 주식회사 포스코 가공특성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102276740B1 (ko) 2018-12-18 2021-07-13 주식회사 포스코 연성 및 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
KR102209575B1 (ko) 2018-12-18 2021-01-29 주식회사 포스코 강도와 연성의 밸런스 및 가공성이 우수한 강판 및 그 제조방법
KR102178728B1 (ko) 2018-12-18 2020-11-13 주식회사 포스코 강도 및 연성이 우수한 강판 및 그 제조방법
CN113802051A (zh) * 2020-06-11 2021-12-17 宝山钢铁股份有限公司 一种塑性优异的超高强度钢及其制造方法
CN115715332B (zh) * 2020-06-30 2024-04-12 杰富意钢铁株式会社 镀锌钢板、构件和它们的制造方法
CN112646957B (zh) * 2020-12-01 2022-02-22 中国科学院金属研究所 一种提高铁素体-马氏体钢耐铅铋腐蚀性能的预处理方法
CN115181895B (zh) * 2021-04-02 2023-09-12 宝山钢铁股份有限公司 1180MPa级别低碳低合金热镀锌Q&P钢及快速热处理热镀锌制造方法
CN114045437A (zh) * 2021-11-16 2022-02-15 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 800MPa级热镀锌用增强塑性双相钢及其制备方法
CN114107818B (zh) * 2021-11-19 2023-03-28 本钢板材股份有限公司 一种1000MPa级热镀锌双相钢及其生产方法
CN115612934B (zh) * 2022-10-19 2024-02-02 鞍钢蒂森克虏伯汽车钢有限公司 一种590MPa级别高成形性热镀锌双相钢板及其制备方法

Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0693340A (ja) 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
JPH11279691A (ja) 1998-03-27 1999-10-12 Nippon Steel Corp 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2001207235A (ja) * 2000-01-25 2001-07-31 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2004002409A (ja) 2002-05-03 2004-01-08 Samsung Electronics Co Ltd 水素で機能化した半導体的炭素ナノチューブ及びその製造方法
JP2004256872A (ja) * 2003-02-26 2004-09-16 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2005200690A (ja) * 2004-01-14 2005-07-28 Nippon Steel Corp めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法
JP2005264328A (ja) * 2004-02-19 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005336526A (ja) * 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2007138262A (ja) * 2005-11-21 2007-06-07 Jfe Steel Kk 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2008266778A (ja) * 2007-03-22 2008-11-06 Jfe Steel Kk 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008291304A (ja) * 2007-05-24 2008-12-04 Jfe Steel Kk 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR100638543B1 (ko) * 1999-04-21 2006-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 연성이 우수한 고장력 용융아연도금강판 및 그 제조방법
JP3840864B2 (ja) * 1999-11-02 2006-11-01 Ｊｆｅスチール株式会社 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP3587115B2 (ja) * 2000-01-24 2004-11-10 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
EP1365037B1 (en) * 2001-01-31 2008-04-02 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength steel sheet having excellent formability and method for production thereof
CA2387322C (en) * 2001-06-06 2008-09-30 Kawasaki Steel Corporation High-ductility steel sheet excellent in press formability and strain age hardenability, and method for manufacturing the same
EP1486574A4 (en) * 2002-03-18 2009-03-25 Jfe Steel Corp PROCESS FOR MANUFACTURING HOT GALVANIZED STEEL SHEET OF HIGH RESISTANCE, HAVING EXCELLENT DUCTILITY AND HIGH FATIGUE RESISTANCE
US20080283154A1 (en) * 2004-01-14 2008-11-20 Hirokazu Taniguchi Hot dip galvanized high strength steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and method of production of same
JP4510488B2 (ja) * 2004-03-11 2010-07-21 新日本製鐵株式会社 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法
JP4445365B2 (ja) * 2004-10-06 2010-04-07 新日本製鐵株式会社 伸びと穴拡げ性に優れた高強度薄鋼板の製造方法
EP2679699A3 (en) * 2005-03-31 2014-08-20 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity
JP4956998B2 (ja) * 2005-05-30 2012-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN100510143C (zh) * 2006-05-29 2009-07-08 株式会社神户制钢所 延伸凸缘性优异的高强度钢板

Patent Citations (11)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0693340A (ja) 1992-09-14 1994-04-05 Kobe Steel Ltd 伸びフランジ性の優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び製造設備
JPH11279691A (ja) 1998-03-27 1999-10-12 Nippon Steel Corp 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP2001207235A (ja) * 2000-01-25 2001-07-31 Kawasaki Steel Corp 高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2004002409A (ja) 2002-05-03 2004-01-08 Samsung Electronics Co Ltd 水素で機能化した半導体的炭素ナノチューブ及びその製造方法
JP2004256872A (ja) * 2003-02-26 2004-09-16 Jfe Steel Kk 伸びおよび伸びフランジ性に優れる高張力冷延鋼板およびその製造方法
JP2005200690A (ja) * 2004-01-14 2005-07-28 Nippon Steel Corp めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法
JP2005264328A (ja) * 2004-02-19 2005-09-29 Jfe Steel Kk 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
JP2005336526A (ja) * 2004-05-25 2005-12-08 Kobe Steel Ltd 加工性に優れた高強度鋼板及びその製造方法
JP2007138262A (ja) * 2005-11-21 2007-06-07 Jfe Steel Kk 機械特性ばらつきの小さい高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2008266778A (ja) * 2007-03-22 2008-11-06 Jfe Steel Kk 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2008291304A (ja) * 2007-05-24 2008-12-04 Jfe Steel Kk 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法

Cited By (42)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US9410231B2 (en) * 2010-01-29 2016-08-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Steel sheet and method of manufacturing steel sheet
US20120305144A1 (en) * 2010-01-29 2012-12-06 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method of manufacturing steel sheet
EP2546382A4 (en) * 2010-03-09 2015-03-25 Jfe Steel Corp HIGH-STRENGTH STEEL SHEET AND METHOD FOR PRODUCING SAME
US9200343B2 (en) 2010-03-09 2015-12-01 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for manufacturing the same
EP2546382A1 (en) * 2010-03-09 2013-01-16 JFE Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing same
CN103069040A (zh) * 2010-08-12 2013-04-24 杰富意钢铁株式会社 加工性和耐冲击性优良的高强度冷轧钢板及其制造方法
EP2604715A4 (en) * 2010-08-12 2017-12-13 JFE Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet having excellent workability and impact resistance, and method for manufacturing same
US20130133792A1 (en) * 2010-08-12 2013-05-30 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled sheet having excellent formability and crashworthiness and method for manufacturing the same
WO2012020511A1 (ja) * 2010-08-12 2012-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
US20130167980A1 (en) * 2010-09-16 2013-07-04 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
US9139885B2 (en) * 2010-09-16 2015-09-22 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet and high-strength zinc-coated steel sheet which have excellent ductility and stretch-flangeability and manufacturing method thereof
WO2012045613A1 (de) * 2010-10-05 2012-04-12 Thyssenkrupp Steel Europe Ag Mehrphasenstahl, aus einem solchen mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes flachprodukt und verfahren zu dessen herstellung
EP2439291A1 (de) * 2010-10-05 2012-04-11 ThyssenKrupp Steel Europe AG Mehrphasenstahl, aus einem solchen Mehrphasenstahl hergestelltes kaltgewalztes Flachprodukt und Verfahren zu dessen Herstellung
US20140205855A1 (en) * 2011-07-29 2014-07-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength steel sheet excellent in impact resistance and manufacturing method thereof, and high-strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
US10351937B2 (en) * 2011-07-29 2019-07-16 Nippon Steel Corporation High-strength steel sheet excellent in impact resistance and manufacturing method thereof, and high-strength galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
WO2013038637A1 (ja) * 2011-09-16 2013-03-21 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性に優れた高強度鋼板およびその製造方法
US9580779B2 (en) 2011-09-16 2017-02-28 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet having excellent formability and method for manufacturing the same
KR101570011B1 (ko) 2011-09-16 2015-11-17 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조 방법
JP2016194139A (ja) * 2015-03-31 2016-11-17 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
CN107429371A (zh) * 2015-03-31 2017-12-01 株式会社神户制钢所 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2016158160A1 (ja) * 2015-03-31 2016-10-06 株式会社神戸製鋼所 加工性および衝突特性に優れた引張強度が９８０ＭＰａ以上の高強度冷延鋼板、およびその製造方法
CN107429371B (zh) * 2015-03-31 2020-04-21 株式会社神户制钢所 加工性和碰撞特性优异且抗拉强度为980MPa以上的高强度冷轧钢板及其制造方法
WO2018043473A1 (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US11401595B2 (en) 2016-08-31 2022-08-02 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
JP2018035399A (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018043474A1 (ja) * 2016-08-31 2018-03-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6315160B1 (ja) * 2016-08-31 2018-04-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US11578381B2 (en) 2016-08-31 2023-02-14 Jfe Steel Corporation Production method for high-strength steel sheet
WO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPWO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2019-06-24 日本製鉄株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US11732341B2 (en) 2016-10-19 2023-08-22 Nippon Steel Corporation Metal coated steel sheet, manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method of alloyed galvannealed steel sheet
JP6421903B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2019187124A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
CN115003841B (zh) * 2020-01-31 2023-11-21 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法
CN115003841A (zh) * 2020-01-31 2022-09-02 杰富意钢铁株式会社 钢板、部件及它们的制造方法
JPWO2021172297A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02
JP7020594B2 (ja) 2020-02-28 2022-02-16 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7006848B1 (ja) * 2020-02-28 2022-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
JP7006849B1 (ja) * 2020-02-28 2022-01-24 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172299A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172298A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法
WO2021172297A1 (ja) * 2020-02-28 2021-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材及びそれらの製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
US8430975B2 (en) 2013-04-30
KR20100092503A (ko) 2010-08-20
CN101932744A (zh) 2010-12-29
CN103146992B (zh) 2016-03-23
EP2258886B1 (en) 2019-04-17
US9028626B2 (en) 2015-05-12
TW200940722A (en) 2009-10-01
JP5369663B2 (ja) 2013-12-18
CN101932744B (zh) 2013-08-07
EP2258886A4 (en) 2017-04-12
EP2258886A1 (en) 2010-12-08
CN103146992A (zh) 2013-06-12
KR101218464B1 (ko) 2013-01-04
US20140182748A1 (en) 2014-07-03
CA2712226C (en) 2015-11-24
CA2712226A1 (en) 2009-08-06
US20110139315A1 (en) 2011-06-16
TWI417400B (zh) 2013-12-01
JP2009203548A (ja) 2009-09-10

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5369663B2 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
EP3214193B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
EP2765212B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
EP3214196B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
CN109642288B (zh) 高强度钢板及其制造方法
US9765413B2 (en) High-strength galvanized steel sheet with high yield ratio having excellent ductility and stretch flange formability and method for manufacturing the same
EP3214197B1 (en) High-strength steel sheet and method for manufacturing same
EP3214199B1 (en) High-strength steel sheet, high-strength hot-dip galvanized steel sheet, high-strength hot-dip aluminum-coated steel sheet, and high-strength electrogalvanized steel sheet, and methods for manufacturing same
JP5418047B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
KR101399741B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2011013845A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP3447160A1 (en) Steel plate, plated steel plate, and production method therefor
WO2013121963A1 (ja) 鋼板、めっき鋼板、及びそれらの製造方法
JP6315160B1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
EP3178956A1 (en) High-strength steel sheet and production method for same, and production method for high-strength galvanized steel sheet
WO2009099251A1 (ja) 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2010275627A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
EP3447159B1 (en) Steel plate, plated steel plate, and production method therefor
JP2013014828A (ja) 溶融めっき冷延鋼板
JP4710558B2 (ja) 加工性に優れた高張力鋼板およびその製造方法
JP2013032580A (ja) 冷延鋼板

Legal Events

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

Ref document number: 200980103712.3

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 09706721

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2358/KOLNP/2010

Country of ref document: IN

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20107015217

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2712226

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 12864586

Country of ref document: US

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2009706721

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE