WO2010098416A1 - 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

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WO2010098416A1
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less
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dip galvanized
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PCT/JP2010/053020
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川崎由康
中垣内達也
金子真次郎
松岡才二
長滝康伸
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Ｊｆｅスチール株式会社
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability suitable as a member used in industrial fields such as automobiles and electricity, and a method for producing the same.
  • Patent Documents 1 and 2 propose steel sheets having excellent ductility by specifying chemical components, volume ratios of retained austenite phase and martensite phase, and manufacturing methods thereof.
  • the steel plate excellent in ductility is proposed by prescribing
  • the steel plate excellent in ductility is proposed by prescribing
  • Patent Documents 1 to 4 since the main purpose is to improve the ductility by utilizing the transformation-induced plasticity of the retained austenite phase, the hole expandability is not considered. Therefore, the development of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having both high ductility and high hole expansibility becomes an issue.
  • the present invention provides a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent workability (high ductility and high hole expansibility) and a method for producing the same.
  • the purpose is to provide.
  • the inventors of the present invention have made extensive studies to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent workability (ductility and hole expansibility). I found the following.
  • the positive addition of Si made it possible to improve the ductility by improving the work hardening ability of the ferrite phase, ensure the strength by strengthening the solid solution of the ferrite phase, and improve the hole expandability by reducing the hardness difference from the second phase.
  • the ductility is improved by ensuring the stability of the retained austenite phase, and the hardness difference between the soft ferrite phase and the hard martensite phase or the retained austenite phase is built into an intermediate hardness phase called the bainite phase.
  • the ease of hole expansion can be improved by reducing the hardness difference.
  • the present invention has been made based on the above knowledge and has the following features.
  • Component composition is C: 0.04% to 0.15%, Si: 0.7% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.2% by mass%, P : 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, the balance consists of iron and inevitable impurities, the structure is in area ratio Having a ferrite phase of 70% or more, a bainite phase of 2% or more and 10% or less, and a pearlite phase of 0% or more and 12% or less, and having a retained austenite phase of 1% or more and 8% or less by volume.
  • a component composition it contains at least one element selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005% in mass%.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability according to any one of [1] to [4].
  • a steel slab having the composition according to any one of [1], [3], [4], and [5] is hot-rolled, pickled, and cold-rolled, and then 8 ° C./s.
  • a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in workability characterized in that the hot-dip galvanized steel sheet is cooled down to a temperature of 300 to 550 ° C. for 10 to 200 s and then hot dip galvanized.
  • the “high-strength galvanized steel sheet” is a galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 590 MPa or more.
  • a steel sheet in which zinc is plated on the steel sheet by a hot dip galvanizing method is generically called a hot dip galvanized steel sheet. That is, the hot dip galvanized steel sheet in the present invention includes both a hot dip galvanized steel sheet that has not been subjected to an alloying treatment and an alloyed hot dip galvanized steel sheet that has been subjected to an alloying treatment.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having high strength (tensile strength TS of 590 MPa or more) and excellent workability (high ductility and high hole expansibility) can be obtained.
  • fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and the industrial utility value is very large.
  • the present inventor further examined utilization of the retained austenite phase and utilization of the pearlite phase, in order to improve the characteristics in the composite structure composed of the ferrite phase, the bainite phase, the pearlite phase, the martensite phase, and the retained austenite phase. We focused on and examined it in detail.
  • Si was actively added for the purpose of strengthening the solid solution of the ferrite phase and improving the work hardening ability of the ferrite phase, and by building a composite structure of the ferrite phase, bainite phase, pearlite phase, martensite phase, and retained austenite phase, By reducing the hardness difference between the different phases and optimizing the area of the composite structure, it was possible to achieve both high ductility and high hole expansibility.
  • the component composition is C: 0.04% to 0.15%, Si: 0.7% to 2.3%, and Mn: 0.8% to 2.2% by mass%.
  • P 0.1% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.1% or less
  • N 0.008% or less
  • the balance consists of iron and unavoidable impurities, It has an area ratio of 70% or more of ferrite phase, 2% or more and 10% or less of bainite phase, and 0% or more and 12% or less of pearlite phase, and volume ratio of 1% or more and 8% or less of retained austenite phase.
  • the average crystal grain size of ferrite is 18 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of retained austenite is 2 ⁇ m or less.
  • C 0.04% or more and 0.15% or less
  • C is an austenite generating element, which is an element effective for improving the balance between strength and ductility by compounding the structure. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to ensure the necessary residual ⁇ content and bainite area ratio. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.15% and is added excessively, the area ratio of the hard martensite phase exceeds 5%, and the hole expandability deteriorates. Further, the welded portion and the heat-affected zone are hardened, and the mechanical properties of the welded portion are deteriorated. Therefore, C is set to 0.04% or more and 0.15% or less. Preferably they are 0.05% or more and 0.13% or less.
  • Si 0.7% or more and 2.3% or less Si is a ferrite-forming element and also an element effective for solid solution strengthening. In order to improve the balance between strength and ductility and ensure the strength of the ferrite phase, it is necessary to add 0.7% or more. In addition, addition of 0.7% or more is necessary to ensure the stability of retained austenite. However, excessive addition of Si causes deterioration of surface properties, plating adhesion, and adhesion due to generation of red scale and the like. Therefore, Si is made 0.7% to 2.3%. Preferably, it is 1.0% or more and 1.8% or less.
  • Mn 0.8% or more and 2.2% or less
  • Mn is an element effective for strengthening steel.
  • it is an element that stabilizes austenite, and is an element necessary for adjusting the fraction of the second phase.
  • it is necessary to add 0.8% or more of Mn.
  • Mn is made 0.8% or more and 2.2% or less. Preferably they are 1.0% or more and 2.0% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an element effective for strengthening steel.
  • embrittlement occurs due to segregation at the grain boundaries and impact resistance is deteriorated.
  • P is set to 0.1% or less.
  • S 0.01% or less S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration in impact resistance and cracks along the metal flow of the weld.
  • To S is set to 0.01% or less.
  • Al 0.1% or less
  • the addition amount is preferably 0.01% or more.
  • the Al content is 0.1% or less, preferably 0.01 to 0.1%.
  • N 0.008% or less
  • N is an element that causes the most deterioration of the aging resistance of the steel, and it is preferably as small as possible. If it exceeds 0.008%, the deterioration of the aging resistance becomes significant. Therefore, N is set to 0.008% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • the following alloy elements can be added as necessary.
  • Cr 0.05% to 1.2%, V: 0.005% to 1.0%, Mo: at least one selected from 0.005% to 0.5% Cr, V, and Mo are Since it has the effect
  • the effect is obtained when Cr: 0.05% or more, V: 0.005% or more, and Mo: 0.005% or more.
  • Cr is added in excess of 1.2%, V: 1.0%, and Mo: 0.5%, respectively, the second phase fraction becomes excessive and concerns such as a decrease in hole expansibility occur. .
  • the cost increases. Therefore, when these elements are added, the amounts are set to Cr: 1.2% or less, V: 1.0% or less, and Mo: 0.5% or less, respectively.
  • one or more elements can be contained from the following Ti, Nb, B, Ni, and Cu.
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti 0.01% or more and 0.1% or less
  • Nb 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti is effective for precipitation strengthening of steel, and the effect is obtained at 0.01% or more, If it is within the range specified in the present invention, it may be used for strengthening steel. However, when each exceeds 0.1%, workability and shape freezing property will fall. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ti and Nb, the addition amount is set to 0.01% to 0.1% for Ti and 0.01% to 0.1% for Nb.
  • B 0.0003% or more and 0.0050% or less B has an action of suppressing the formation / growth of ferrite from the austenite grain boundary, and can be added as necessary. The effect is obtained at 0.0003% or more. However, if it exceeds 0.0050%, the workability decreases. In addition, the cost increases. Therefore, when adding B, it is made 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ni and Cu are elements effective for strengthening steel, and steel is within the range defined in the present invention. It can be used for strengthening. It also promotes internal oxidation and improves plating adhesion. In order to obtain these effects, 0.05% or more is required. On the other hand, if both Ni and Cu are added in excess of 2.0%, the workability of the steel sheet is lowered. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ni and Cu, the addition amount is 0.05% or more and 2.0% or less, respectively.
  • Ca at least one selected from 0.001% or more and 0.005% or less
  • REM 0.001% or more and 0.005% or less
  • Ca and REM are sulfides that spheroidize the shape of the sulfide and make it expandable It is an effective element to improve the adverse effects of In order to obtain this effect, 0.001% or more is required for each. However, excessive addition causes an increase in inclusions and causes surface and internal defects. Therefore, when Ca and REM are added, the addition amounts are 0.001% or more and 0.005% or less, respectively.
  • Area ratio of ferrite phase 70% or more In order to ensure good ductility, the ferrite phase needs to have an area ratio of 70% or more.
  • the area ratio of bainite phase 2% or more and 10% or less In order to ensure good hole expansibility, the bainite phase needs to have an area ratio of 2% or more. On the other hand, in order to ensure good ductility, the bainite phase is 10% or less.
  • the area ratio of the bainite phase referred to here is the area ratio of the bainitic ferrite phase (ferrite with high dislocation density) to the observation area.
  • the pearlite phase 0% or more and 12% or less
  • the pearlite phase needs to be 12% or less in terms of area ratio.
  • the pearlite having an intermediate hardness that relaxes the hardness difference between soft ferrite and hard martensite is 2% or more. Therefore, it is preferably 2% or more and 10% or less.
  • volume ratio of retained austenite phase 1% or more and 8% or less
  • the retained austenite phase needs to be 1% or more by volume ratio.
  • the volume ratio of a retained austenite phase exceeds 8%, the hard martensite phase produced
  • Average crystal grain size of ferrite 18 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of ferrite needs to be 18 ⁇ m or less.
  • the dispersion state of the second phase that exists in the grain boundary of the ferrite is locally dense, and a structure in which the second phase is uniformly dispersed cannot be obtained. There is also a possibility that the hole expandability is lowered.
  • Average crystal grain size of retained austenite 2 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of residual austenite needs to be 2 ⁇ m or less.
  • Area ratio of martensite phase 1% or more and 5% or less
  • the martensite phase needs to have an area ratio of 1% or more.
  • the area ratio of a hard martensite phase shall be 5% or less.
  • carbides such as tempered martensite phase, tempered bainite phase, and cementite may be generated.
  • the object of the present invention can be achieved if the area ratio of the bainite phase, the volume ratio of the retained austenite phase, and the average crystal grain size of ferrite and retained austenite are satisfied.
  • the area ratio of the ferrite phase, bainite phase (bainitic ferrite phase), pearlite phase, and martensite phase in the present invention is the area ratio of each phase in the observation area.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is 650 at an average heating rate of 8 ° C./s or higher after hot-rolling, pickling and cold-rolling a steel slab having a component composition suitable for the above-mentioned component composition range.
  • a temperature range of 750 to 900 ° C. maintained at a temperature range of 750 to 900 ° C. for 15 to 600 s, and then cooled to a temperature range of 300 to 550 ° C. at an average cooling rate of 3 to 80 ° C./s. It can be produced by a method of holding for 10 to 200 s in a temperature range of 550 ° C., followed by hot dip galvanization and, if necessary, galvanizing alloying treatment in a temperature range of 520 to 600 ° C.
  • the base steel sheet for plating is a cold-rolled steel sheet, but the base steel sheet for plating can also be a steel sheet after hot rolling and pickling.
  • the steel having the above component composition is melted by a generally known process, then formed into a slab through a lump or continuous casting, and then into a hot coil through hot rolling.
  • the conditions are not particularly limited, but the slab is heated to 1100 to 1300 ° C., hot rolled at a final finishing temperature of 850 ° C. or higher, and wound on a steel strip at 400 to 750 ° C. It is preferable.
  • the coiling temperature exceeds 750 ° C., the carbides in the hot-rolled sheet become coarse, and such coarsened carbides dissolve during soaking during short-time annealing after hot rolling, pickling or cold rolling. In some cases, the required strength cannot be obtained.
  • cold rolling is performed as necessary.
  • the temperature range to be heated is less than 650 ° C. or the average heating rate is less than 8 ° C./s
  • fine and evenly dispersed during annealing An austenite phase is not generated, a structure in which the second phase is locally concentrated in the final structure is formed, and it is difficult to ensure good hole expandability.
  • the average heating rate is less than 8 ° C./s, a longer furnace than usual is required, which causes an increase in cost and a decrease in production efficiency due to a large energy consumption.
  • DFF Direct Fired Furnace
  • DFF Direct Fired Furnace
  • the present invention it is kept for 15 to 600 s in a temperature range of 750 to 900 ° C.
  • for annealing in a temperature range of 750 to 900 ° C., specifically, an austenite single phase region or a two-phase region of an austenite phase and a ferrite phase And hold for 15 to 600 s.
  • the annealing temperature is less than 750 ° C. or when the annealing time is less than 15 s, the hard cementite in the steel sheet is not sufficiently dissolved, or the recrystallization of ferrite is not completed, and the target retained austenite phase It becomes difficult to ensure the volume ratio, and ductility is reduced.
  • Cooling to a temperature range of 300 to 550 ° C at an average cooling rate of 3 to 80 ° C / s If the average cooling rate is less than 3 ° C / s, most of the second phase becomes pearlite or cementite during cooling In particular, the retained austenite phase can hardly be secured and the ductility is lowered.
  • the average cooling rate exceeds 80 ° C./s the ferrite formation is not sufficient, the desired ferrite area ratio cannot be obtained, and the ductility is lowered.
  • the upper limit of the average cooling rate is preferably 15 ° C./s from the viewpoint of obtaining a desired structure.
  • the cooling stop temperature is less than 300 ° C.
  • the bainite transformation is not promoted, and the bainite phase and the retained austenite phase are hardly present, so that the desired ductility cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature exceeds 550 ° C., most of the untransformed austenite becomes cementite and pearlite, and it becomes difficult to obtain the target area ratio of the bainite phase and the volume ratio of the retained austenite phase, and the ductility is lowered.
  • the steel sheet is infiltrated into a normal bath temperature plating bath to perform hot dip galvanization, and the amount of adhesion is adjusted by gas wiping or the like.
  • Untransformed austenite with a large amount of dissolved C produced by promoting bainite transformation has a small amount of pearlite transformation (or cementite) even when heated to the above temperature range by alloying treatment, and is a stable residual austenite phase.
  • untransformed austenite with a small amount of dissolved C is mostly pearlite transformed (or cementite) when heated to the above temperature range.
  • the alloying treatment temperature is higher than 600 ° C, the final structure is mostly composed of ferrite phase, pearlite phase, and bainite phase, and there is almost no residual austenite phase and martensite phase, ensuring desired strength and good ductility. It becomes difficult.
  • the alloying treatment temperature is lower than 520 ° C.
  • the amount of untransformed austenite phase with a small amount of dissolved C is pearlite, and finally transforms into martensite.
  • the final structure is composed of ferrite phase, bainite phase, retained austenite phase, 5% or more martensite phase, and the heterogeneous interface with a large hardness difference between the soft ferrite phase and the hard martensite phase greatly increases. , Hole expansibility decreases.
  • alloying treatment is performed at a high temperature range of 520 to 600 ° C., and the final structure is composed of ferrite phase, pearlite phase, bainite phase, residual austenite phase, and By using a small amount of martensite phase of 5% or less, it is possible to further improve the hole expanding property while ensuring good ductility.
  • the alloying temperature is less than 520 ° C.
  • the area ratio of the martensite phase exceeds 5%, and the hard martensite phase is adjacent to the soft ferrite phase, so a large hardness difference occurs between the different phases. , Hole expansibility decreases. Moreover, the adhesiveness of the hot dip galvanized layer is deteriorated.
  • the temperature of the alloying treatment exceeds 600 ° C., most of the untransformed austenite becomes cementite or pearlite, and as a result, a desired retained austenite amount cannot be ensured and ductility is lowered.
  • the temperature range of the alloying treatment is more preferably in the range of 540 to 590 ° C. in order to achieve both good ductility and hole expandability.
  • the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the above-mentioned temperature range, and even if the cooling rate changes during cooling, it may be within the specified range.
  • the gist of the present invention is not impaired.
  • the steel sheet may be heat-treated by any equipment.
  • temper rolling of the steel sheet of the present invention for shape correction after heat treatment is also included in the scope of the present invention. In the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through normal steelmaking, casting, and hot rolling processes, but the manufacturing process is performed by omitting part or all of the hot rolling process by thin casting, for example. You may do it.
  • a steel having the composition shown in Table 1 and the balance being Fe and inevitable impurities was melted in a converter and made into a slab by a continuous casting method.
  • the obtained slab was heated to 1200 ° C., hot-rolled to a plate thickness of 3.2 mm at a finishing temperature of 870 to 920 ° C., and wound at 520 ° C.
  • the obtained hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled to produce a cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet obtained above was subjected to an annealing treatment under the production conditions shown in Table 2 using a continuous hot-dip galvanizing line, and after the hot-dip galvanizing treatment, a heat treatment at 520 to 600 ° C. was further applied. Alloying hot dip galvanizing treatment was performed to obtain an alloyed hot dip galvanized steel sheet. About some steel plates, the hot dip galvanized steel plate which does not give the alloying process of plating was manufactured.
  • No. Nos. 39, 40, 43, 44, 45, 49, and 54 have thicknesses of up to 2.6 mm.
  • Nos. 41, 46, 47, 50 and 53 have thicknesses of up to 2.3 mm.
  • Nos. 42 and 48 have thicknesses of up to 2.0 mm.
  • No. 51 is up to a plate thickness of 2.4 mm.
  • No. 52 performs hot rolling to a plate thickness of 1.9 mm.
  • the area ratio of ferrite phase, bainite phase, pearlite phase, martensite phase with respect to the obtained hot dip galvanized steel sheet was corroded with 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and SEM Ten fields of view were observed using a (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times, and obtained using Image-Pro of Media Cybernetics.
  • the average crystal grain size of ferrite was obtained by calculating the area of each ferrite grain using the above-mentioned Image-Pro, calculating the equivalent circle diameter, and averaging these values.
  • the volume ratio of retained austenite was determined by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 surface in the plate thickness direction and diffracting X-ray intensity of the 1 ⁇ 4 surface thickness. CoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and all of the integrated intensities of the peaks of the residual austenite phase ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ plane and the ferrite phase ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ plane The strength ratio was determined for each of the combinations, and the average value thereof was taken as the volume ratio of the retained austenite phase.
  • the average crystal grain size of retained austenite was determined by observing 10 or more retained austenite using TEM (transmission electron microscope) and averaging the crystal grain size.
  • the tensile test is performed in accordance with JIS Z2241, using a JIS No. 5 test piece sampled so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength), El (total elongation) ) was measured.
  • the hole expansibility was measured for the hot dip galvanized steel sheet (GI steel sheet, GA steel sheet) obtained as described above.
  • the hole expandability (stretch flangeability) was performed in accordance with Japan Iron and Steel Federation standard JFST1001. After each steel plate obtained was cut into 100 mm ⁇ 100 mm, a hole with a diameter of 10 mm was punched with a clearance of 12% ⁇ 1% when the plate thickness ⁇ 2.0 mm and with a clearance of 12% ⁇ 2% when the plate thickness ⁇ 2.0 mm.
  • Limit hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • the r value is JISZ2201 No. 5 test from the galvanized steel sheet from the L direction (rolling direction), the D direction (a direction that makes 45 ° with the rolling direction), and the C direction (a direction that makes 90 ° with the rolling direction).
  • a piece was cut out, r L , r D , and r C were determined according to JISZ2254, and the r value was calculated by the following equation (1).
  • r value (r L + 2r D + r C ) / 4 (1)
  • the deep drawing test was performed by a cylindrical drawing test, and the deep drawing property was evaluated by a limit drawing ratio (LDR).
  • LDR limit drawing ratio
  • a cylindrical punch having a diameter of 33 mm was used for the test, and a die having a die diameter of 33 + 3 ⁇ plate thickness mm was used.
  • the test was performed at a wrinkle holding force of 1 ton and a molding speed of 1 mm / s. Since the sliding state of the surface changes depending on the plating state or the like, the test was performed under a high lubrication condition by placing a polyethylene sheet between the sample and the die so that the sliding state of the surface does not affect the test.
  • the blank diameter was changed at a pitch of 1 mm, and the ratio (D / d) of blank diameter D to punch diameter d (D / d) that was not ruptured and squeezed out was defined as LDR.
  • All of the high-strength hot-dip galvanized steel sheets of the examples of the present invention have a TS of 590 MPa or more, and are excellent in ductility and hole expandability. It can also be seen that TS ⁇ El ⁇ 20000 MPa ⁇ % has a high balance between strength and ductility, and is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability. On the other hand, in the comparative example, any one or more of strength, ductility, and hole expandability is inferior.

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Abstract

５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、加工性（延性と穴広げ性）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：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ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っき鋼板。

Description

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
　本発明は、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高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
　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、高強度と高加工性を併せ持つ材料の開発が望まれているのが現状である。
　また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張り出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる高延性と高穴広げ性を両立した高強度鋼板も必要とされている。
　高強度鋼板の成形性向上に対しては、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイト相の変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高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、２では、化学成分を規定し、残留オーステナイト相およびマルテンサイト相の体積率、また、その製造方法を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献３では、化学成分を規定し、さらにその特殊な製造方法を規定することにより延性に優れた鋼板が提案されている。また、特許文献４では、化学成分を規定し、フェライト相とベイナイト相と残留オーステナイト相の体積率を規定することにより、延性に優れた鋼板が提案されている。
特開平１１−２７９６９１号公報 特開２００１−１４００２２号公報 特開平０４−０２６７４４号公報 特開２００７−１８２６２５号公報
　しかしながら、特許文献１~４では、残留オーステナイト相の変態誘起塑性を利用することにより延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性については考慮されていない。そのため、高延性と高穴広げ性を兼ね備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の開発が課題となる。
　本発明は、かかる事情に鑑み、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）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ことを目的とする。
　本発明者らは、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（延性と穴広げ性）に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを見出した。
　Ｓｉの積極添加により、フェライト相の加工硬化能向上による延性の向上と、フェライト相の固溶強化による強度確保および第二相との硬度差緩和による穴広げ性の向上が可能となった。また、ベイナイト変態の活用により、残留オーステナイト相の安定確保による延性の向上と、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相、もしくは、残留オーステナイト相の硬度差をベイナイト相という中間硬度相の造り込みによる硬度差緩和により、穴広げ性の向上が可能となった。さらに、最終組織に硬質なマルテンサイト相が多く存在すると軟質なフェライト相の異相界面で大きな硬度差が生じて穴広げ性が低下するため、最終的にマルテンサイト相に変態する未変態オーステナイト相の一部をパーライト化し、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相からなる組織を造り込むことで、高延性を維持したままで、さらなる穴広げ性の向上が可能となった。そして、各相の面積率を適正制御することにより、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上の各々の強度レベルの鋼板に対して、高延性と高穴広げ性の両立が可能となった。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、以下の特徴を備えている。
　［１］成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ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っき鋼板。
　［２］さらに、面積率で、１％以上５％以下のマルテンサイト相を有することを特徴とする前記［１］に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［３］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］または［２］に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［４］さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［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っき鋼板。
　［５］さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記［１］~［４］のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［６］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前記［１］~［５］のいずれかに記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
　［７］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、次いで、３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却し、該３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっ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っき鋼板の製造方法。
　［８］前記［１］、［３］、［４］、［５］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、次いで、３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却し、該３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっ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っき鋼板の製造方法。
　［９］溶融亜鉛めっきを施した後、５２０~６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記［７］または［８］に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　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、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５９０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板である。
　また、本発明においては、合金化処理を施す、施さないにかかわらず、溶融亜鉛めっき方法によって鋼板上に亜鉛をめっきした鋼板を総称して溶融亜鉛めっき鋼板と呼称する。すなわち、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板とは、合金化処理を施していない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施す合金化溶融亜鉛めっき鋼板のいずれも含むものである。
　本発明によれば、高強度（５９０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳ）を有し、かつ、加工性（高延性と高穴広げ性）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っき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　一般に、軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相との二相構造では、延性の確保は可能なものの、フェライト相とマルテンサイト相の硬度差が大きいために、十分な穴広げ性が得られないことが知られている。そのため、フェライト相を主相とし、第二相として炭化物を含むベイナイト相とすることにより、硬度差を緩和し穴広げ性を確保することが図られてきた。しかし、この場合は十分な延性が確保できないことが問題であった。そこで、本発明者は、さらに残留オーステナイト相の活用とパーライト相の活用について検討し、フェライト相とベイナイト相とパーライト相とマルテンサイト相と残留オーステナイト相からなる複合組織での特性向上の可能性に着目して詳細に検討を行った。
　その結果、フェライト相の固溶強化とフェライト相の加工硬化能向上を目的にＳｉを積極添加し、フェライト相とベイナイト相とパーライト相とマルテンサイト相と残留オーステナイト相の複合組織の造り込みにより、異相間の硬度差を低減させ、さらにその複合組織の面積を適正化することにより、高延性と高穴広げ性の両立を可能とした。
　以上が本発明を完成するに至った技術的特徴である。
　そして、本発明は、成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ以下であることを特徴とする。
　（１）まず、成分組成について説明する。
　Ｃ：０．０４％以上０．１５％以下
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、組織を複合化し、強度と延性のバランスの向上に有効な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、必要な残留γ量およびベイナイト面積率の確保が難しい。一方、Ｃ量が０．１５％を超えて過剰に添加すると、硬質なマルテンサイト相の面積率が５％を越え、穴広げ性が低下する。また、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。よって、Ｃは０．０４％以上０．１５％以下とする。好ましくは０．０５％以上０．１３％以下である。
　Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。そして、強度と延性のバランスの向上およびフェライト相の強度確保のためには０．７％以上の添加が必要である。また、残留オーステナイトの安定確保のためにも０．７％以上の添加が必要である。しかしながら、Ｓｉの過剰な添加は、赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、めっき付着・密着性の劣化を引き起こす。よって、Ｓｉは０．７％以上２．３％以下とする。好ましくは、１．０％以上１．８％以下である。
　Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下
　Ｍｎは、鋼の強化に有効な元素である。また、オーステナイトを安定化させる元素であり、第二相の分率調整に必要な元素である。このためには、Ｍｎは０．８％以上の添加が必要である。一方、２．２％を超えて過剰に添加すると、第二相分率過大となりフェライト面積率の確保が困難となる。また近年、Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にもなる。従って、Ｍｎは０．８％以上２．２％以下とする。好ましくは１．０％以上２．０％以下である。
　Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％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。また、０．１％を越えると合金化速度を大幅に遅延させる。従って、Ｐは０．１％以下とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳなどの介在物となって、耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因となるので極力低い方がよいが、製造コストの面からＳは０．０１％以下とする。
　Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは鋼の脱酸のために添加される場合、０．０１％未満ではＭｎやＳｉなどの粗大な酸化物が鋼中に多数分散して材質が劣化することになるため、添加量を０．０１％以上とするのが好ましい。しかし、Ａｌ量が０．１％を超えると、表面性状の劣化を招く。よって、Ａｌ量は０．１％以下とし、好ましくは、０．０１~０．１％とする。
　Ｎ：０．００８％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。従って、Ｎは０．００８％以下とする。
残部は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：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を制御する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．２％、Ｖ：１．０％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相分率が過大となり、穴広げ性の低下などの懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。したがって、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．２％以下、Ｖ：１．０％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。
　更に、下記のＴｉ、Ｎｂ、Ｂ、Ｎｉ、Ｃｕのうちから１種以上の元素を含有することができる。
　Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．０１％以上で得られ、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。しかし、それぞれが０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には，その添加量をＴｉは０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂは０．０１％以上０．１％以下とする。
　Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
　Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・成長を抑制する作用を有するので必要に応じて添加することができる。その効果は，０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。従って、Ｂを添加する場合は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。
　Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下
　Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、本発明で規定した範囲内であれば鋼の強化に使用して差し支えない。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる。これらの効果を得るためには，それぞれ０．０５％以上必要である。一方、Ｎｉ、Ｃｕともに２．０％を超えて添加すると、鋼板の加工性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その添加量はそれぞれ０．０５％以上２．０％以下とする。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種
　ＣａおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し穴広げ性への硫化物の悪影響を改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．００１％以上必要である。しかしながら、過剰な添加は，介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。したがって、Ｃａ、ＲＥＭを添加する場合は、その添加量はそれぞれ０．００１％以上０．００５％以下とする。
　（２）次に、ミクロ組織について説明する。
　フェライト相の面積率：７０％以上
　良好な延性を確保するためには、フェライト相は面積率で７０％以上必要である。
　ベイナイト相の面積率：２％以上１０％以下
　良好な穴広げ性を確保するために、ベイナイト相は面積率で２％以上必要である。一方、良好な延性を確保するために、ベイナイト相は１０％以下とする。なお、ここで云うベイナイト相の面積率とは、観察面積に占めるベイニティックフェライト相（転位密度の高いフェライト）の面積割合のことである。
　パーライト相の面積率：０％以上１２％以下
　パーライト相の面積率が１２％を超える場合、必要な残留オーステナイト量が確保できず、延性が低下する。そのため、良好な延性を確保するためには、パーライト相は面積率で１２％以下である必要がある。一方、良好な穴広げ性を確保するため、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和する中間硬度のパーライトが２％以上ある方が好ましい。よって、好ましくは、２％以上１０％以下である。
　残留オーステナイト相の体積率：１％以上８％以下
　良好な延性を確保するためには、残留オーステナイト相は体積率で１％以上必要である。また、残留オーステナイト相の体積率が８％を超える場合、穴広げ加工時に残留オーステナイト相が変態して生成される硬質なマルテンサイト相が増大し、穴広げ性が低下する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイト相は体積率で８％以下である必要がある。好ましくは、２％以上６％以下である。
　フェライトの平均結晶粒径：１８μｍ以下
　所望の強度を確保するためには，フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下である必要がある。また、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍを超える場合、フェライトの粒界に多く存在する第二相の分散状態が局部的に密になり、第二相が均一に分散した組織が得られず、穴広げ性の低下も招く可能性がある。
　残留オーステナイトの平均結晶粒径：２μｍ以下
　良好な穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径は２μｍ以下である必要がある。
　マルテンサイト相の面積率：１％以上５％以下
　所望の強度を確保するために、マルテンサイト相は面積率で１％以上必要である。また、良好な穴広げ性を確保するために、硬質なマルテンサイト相の面積率は５％以下とする。
　なお、フェライト相、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、マルテンサイト相以外に、焼戻しマルテンサイト相や焼戻しベイナイト相やセメンタイト等の炭化物が生成される場合があるが、上記のフェライト相・パーライト相・ベイナイト相の面積率、および残留オーステナイト相の体積率、フェライトおよび残留オーステナイトの平均結晶粒径が満足されていれば、本発明の目的を達成できる。
　また、本発明におけるフェライト相、ベイナイト相（ベイニティックフェライト相）、パーライト相および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割合のことである。
　（３）次に、製造条件について説明する。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼スラブを熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、次いで、３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却し、該３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっきを施し、必要に応じて、５２０~６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す方法によって製造できる。
　また、上記は、めっきの下地鋼板を冷延鋼板とした場合であるが、めっきの下地鋼板は上記の熱間圧延、酸洗した後の鋼板とすることもできる。
　以下、詳細に説明する。
　上記の成分組成を有する鋼は、通常公知の工程により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延を経てホットコイルにする。熱間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定しないが、スラブを１１００~１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００~７５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が７５０℃を超えた場合、熱延板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は、熱延・酸洗後または冷延後の短時間焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要強度を得ることができない場合がある。その後、通常公知の方法で酸洗、脱脂などの予備処理を行った後に必要に応じて冷間圧延を施す。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性と穴広げ性が低下する場合があるためである。
　８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱
　加熱する温度域が６５０℃未満、または、平均加熱速度が８℃／ｓ未満の場合、焼鈍中に微細で均一に分散したオーステナイト相が生成されず、最終組織において第２相が局所的に集中して存在する組織が形成され、良好な穴広げ性の確保が困難である。また、平均加熱速度が８℃／ｓ未満の場合、通常よりも長い炉が必要となり、多大なエネルギー消費にともなうコスト増と生産効率の悪化を引き起こす。また、加熱炉としてＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いることが好ましい。これは、ＤＦＦによる急速加熱により、内部酸化層を形成させ、Ｓｉ、Ｍｎ等の酸化物の鋼板最表層への濃化を防ぎ、良好なめっき性を確保するためである。
　７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持
　本発明では、焼鈍のため、７５０~９００℃の温度域にて、具体的には、オーステナイト単相域、もしくはオーステナイト相とフェライト相の二相域で、１５~６００ｓ保持する。焼鈍温度が７５０℃未満の場合や、焼鈍時間が１５ｓ未満の場合には、鋼板中の硬質なセメンタイトが十分に溶解しない場合や、フェライトの再結晶が完了せず、目標とする残留オーステナイト相の体積率の確保が困難となり、延性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超える場合や焼鈍時間が６００ｓを超える場合は、焼鈍中にオーステナイトが粗大化し、冷却停止直後には第二相の殆どがＣの希薄な未変態オーステナイトになる。このため後の３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持する工程でベイナイト変態が進行し炭化物を含むベイナイトが多く生成され，マルテンサイト相、残留オーステナイト相が殆ど確保できず、所望の強度と良好な延性の確保が困難となる。また、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす場合がある。
　３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却
　平均冷却速度が３℃／ｓ未満の場合、冷却中に第二相の大半がパーライト化、もしくは、セメンタイト化し、最終的に残留オーステナイト相が殆ど確保できず、延性が低下する。平均冷却速度が８０℃／ｓを超える場合、フェライト生成が十分でなく、所望のフェライト面積率が得られず、延性が低下する。特に、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さない場合には、当該平均冷却速度の上限は、所望の組織を得る点から、１５℃／ｓとすることが好ましい。また、冷却停止温度が３００℃未満の場合、ベイナイト変態が促進せず、ベイナイト相、残留オーステナイト相がほとんど存在しない組織となるため、所望の延性が得られない。冷却停止温度が５５０℃を超える場合、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイト、および、パーライト化し、目標とするベイナイト相の面積率および残留オーステナイト相の体積率を得ることが困難となり、延性が低下する。
　３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持
　保持温度が３００℃未満または５５０℃を超える場合、または保持時間が１０ｓ未満の場合は、ベイナイト変態が促進せず、ベイナイト相、残留オーステナイト相が殆ど存在しない組織になるため、所望の延性を得られない。また、保持時間が２００ｓを超える場合、ベイナイト変態の過剰促進により、第２相の殆どがベイナイト相とセメンタイトになる。そのため、最終組織がマルテンサイトを殆ど含まない組織となり、所望の強度の確保が困難となる。
　その後、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて溶融亜鉛めっきを行い、ガスワイピングなどで付着量を調整する。
　５２０~６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すこと
　実使用時の防錆能向上を目的として、表面に溶融亜鉛めっき処理を施す。その場合、プレス成形性、スポット溶接性および塗料密着性を確保するために、めっき後に熱処理を施してめっき層中に鋼板のＦｅを拡散させた、合金化溶融亜鉛めっきが多く使用される。この温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことは、本発明において重要な要件の１つである。ベイナイト変態促進により生成された固溶Ｃ量の多い未変態オーステナイトは、合金化処理により上記温度域まで加熱されてもパーライト変態（もしくは、セメンタイト化）する量は少なく、安定な残留オーステナイト相として多く残存するのに対して、固溶Ｃ量の少ない未変態オーステナイトは、上記温度域まで加熱されるとその大半がパーライト変態（もしくは、セメンタイト化）する。合金化処理温度が６００℃より高い場合、最終組織はフェライト相、パーライト相、ベイナイト相が殆どを占め、残留オーステナイト相、マルテンサイト相が殆ど存在しない組織となり、所望の強度と良好な延性の確保が困難となる。また、合金化処理温度が５２０℃より低い場合、固溶Ｃ量の少ない未変態オーステナイト相がパーライト化する量は少なく、最終的にマルテンサイトに変態する。つまり、最終組織はフェライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、５％以上のマルテンサイト相から構成され、上記の軟質なフェライト相と硬質なマルテンサイト相の硬度差が大きい異相界面が大幅に増加し、穴広げ性が低下する。そこで、最終組織の硬質なマルテンサイト相を低減させる目的で、５２０~６００℃と高い温度域で合金化処理を行い、最終組織構成をフェライト相、パーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相、そして、５％以下の少量のマルテンサイト相にすることで、良好な延性を確保しつつ、さらなる穴広げ性の向上が可能となる。
　合金化処理の温度が５２０℃未満の場合、マルテンサイト相の面積率が５％を超え、上記硬質なマルテンサイト相が軟質なフェライト相と隣接しているため、異相間に大きな硬度差が生じ、穴広げ性が低下する。また、溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くなる。合金化処理の温度が６００℃を超える場合、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイトもしくはパーライト化し、結果として所望の残留オーステナイト量を確保できず、延性が低下する。なお、合金化処理の温度域については、良好な延性と穴広げ性を両立させるため、５４０~５９０℃の範囲がより好ましい。
　なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であれば本発明の趣旨を損なわない。また、熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。なお、本発明では、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱延の各工程を経て製造する場合を想定しているが、例えば薄手鋳造などにより熱延工程の一部もしくは全部を省略して製造する場合でもよい。
　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溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０~９２０℃の仕上温度で板厚３．２ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗した後、冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２に示す製造条件で、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに５２０~６００℃の熱処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。一部の鋼板については、めっきの合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　また、表１にＡ、Ｊ、Ｂ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎ、Ｏ、Ｐで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溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０~９２０℃の仕上温度で所定の板厚まで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗した後、連続溶融亜鉛めっきラインにより、表３に示す製造条件で、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施した後、さらに５２０~６００℃の熱処理を加えた合金化溶融亜鉛めっき処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得た。一部の鋼板については、めっきの合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
　なお、表３において、Ｎｏ．３９、４０、４３、４４、４５、４９、５４は板厚２．６ｍｍまで、Ｎｏ．４１、４６、４７、５０、５３は板厚２．３ｍｍまで、Ｎｏ．４２、４８は板厚２．０ｍｍまで、Ｎｏ．５１は板厚２．４ｍｍまで、Ｎｏ．５２は板厚１．９ｍｍまで、それぞれ熱間圧延を行っている。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、フェライト相、ベイナイト相、パーライト相、マルテンサイト相の面積率は、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（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて求めた。フェライトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、各々のフェライト粒の面積を求め，円相当径を算出し、それらの値を平均して求めた。
　また、残留オーステナイトの体積率は、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ＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛２２０｝、｛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留オーステナイト相の体積率とした。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）を用いて、１０個以上の残留オーステナイトを観察し、その結晶粒径を平均して求めた。
　また、引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、Ｅｌ（全伸び）を測定した。
　なお、本発明では、ＴＳ×Ｅｌ≧２００００（ＭＰａ・％）の場合を良好と判定した。
　また、以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板、ＧＡ鋼板）に対して、穴広げ性（伸びフランジ性）を測定した。穴広げ性（伸びフランジ性）は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚≧２．０ｍｍではクリアランス１２％±１％で、板厚＜２．０ｍｍではクリアランス１２％±２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価した。
　限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
　なお、本発明では、λ≧７０（％）の場合を良好と判定した。
　また、ｒ値は、溶融亜鉛めっき鋼板からＬ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向と４５°をなす方向）およびＣ方向（圧延方向と９０°をなす方向）からそれぞれＪＩＳＺ２２０１の５号試験片を切り出し、ＪＩＳＺ２２５４の規定に準拠してそれぞれのｒＬ，ｒＤ，ｒＣを求め、下式（１）によりｒ値を算出した。
　ｒ値＝（ｒＬ＋２ｒＤ＋ｒＣ）／４　　　・・・（１）
　さらに、深絞り成形試験は、円筒絞り試験で行い、限界絞り比（ＬＤＲ）により深絞り性を評価した。円筒深絞り試験条件は、試験には直径３３ｍｍの円筒ポンチを用い、ダイス径：３３＋３×板厚ｍｍの金型を用いた。試験は、しわ押さえ力：１ｔｏｎ、成形速度１ｍｍ／ｓで行った。めっき状態などにより表面の摺動状態が変わるため、表面の摺動状態が試験に影響しない様、サンプルとダイスの間にポリエチレ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。
　以上により得られた結果を表４、表５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもＴＳが５９０ＭＰａ以上であり、延性および穴広げ性にも優れている。また、ＴＳ×Ｅｌ≧２００００ＭＰａ・％で強度と延性のバランスも高く、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板であることがわかる。一方、比較例では、強度、延性、穴広げ性のいずれか一つ以上が劣っている。

Claims (9)

  1. 　成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１５％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．２％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、７０％以上のフェライト相と２％以上１０％以下のベイナイト相と０％以上１２％以下のパーライト相を有し、体積率で、１％以上８％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、フェライトの平均結晶粒径が１８μｍ以下で、残留オーステナイトの平均結晶粒径が２μｍ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っき鋼板。
  2. 　さらに、面積率で、１％以上５％以下のマルテンサイト相を有す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っき鋼板。
  3. 　さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．２％以下、Ｖ：０．００５％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下から選ばれる少なくとも１種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高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　さらに、成分組成として、質量％で、Ｔｉ：０．０１％以上０．１％以下、Ｎｂ：０．０１％以上０．１％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．０５％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~３いずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　さらに、成分組成として、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１~４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　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１~５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗、冷間圧延した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、次いで、３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却し、該３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっ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っき鋼板の製造方法。
  8. 　請求項１、３、４、５のいずれかに記載の成分組成を有する鋼スラブを、熱間圧延、酸洗した後、８℃／ｓ以上の平均加熱速度で６５０℃以上の温度域まで加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、次いで、３~８０℃／ｓの平均冷却速度で３００~５５０℃の温度域まで冷却し、該３００~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持し、次いで、溶融亜鉛めっ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っき鋼板の製造方法。
  9. 溶融亜鉛めっきを施した後、５２０~６００℃の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項７または８に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20120279617A1 (en) * 2010-01-22 2012-11-08 Jfe Steel Corporation High strength galvanized steel sheet having excellent fatigue resistance and stretch flangeability and method for manufacturing the same
WO2012165661A1 (ja) * 2011-06-01 2012-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US20130048155A1 (en) * 2010-01-22 2013-02-28 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability and method for manufacturing the same
CN103732777A (zh) * 2011-08-05 2014-04-16 杰富意钢铁株式会社 热镀锌钢板及其制造方法
US20140332119A1 (en) * 2011-12-12 2014-11-13 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same
EP2527483A4 (en) * 2010-01-22 2017-01-18 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet reduced in burr formation and process for producing same
WO2023162381A1 (ja) * 2022-02-28 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

Families Citing this family (21)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5786317B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性と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
JP5786316B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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
CA2821703C (en) 2010-12-17 2016-08-09 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method thereof
JP5821260B2 (ja) * 2011-04-26 2015-11-24 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP5397437B2 (ja) * 2011-08-31 2014-01-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性と材質安定性に優れた冷延鋼板用熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
JP5316634B2 (ja) * 2011-12-19 2013-10-16 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
CN104350170B (zh) * 2012-06-01 2018-03-06 杰富意钢铁株式会社 伸长率和延伸凸缘性优良的低屈服比高强度冷轧钢板及其制造方法
JP5858174B2 (ja) * 2012-12-18 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
CA2903916A1 (en) * 2013-03-11 2014-09-18 Tata Steel Ijmuiden Bv High strength hot dip galvanised complex phase steel strip
CN103498101B (zh) * 2013-10-22 2016-04-13 武汉钢铁(集团)公司 低成本耐时效家电彩涂板及其生产方法
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
KR101672103B1 (ko) 2014-12-22 2016-11-02 주식회사 포스코 표면품질이 우수한 고강도 아연도금강판용 열연강판 및 이의 제조방법
BR112017020004A2 (ja) 2015-04-08 2018-06-19 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation The steel plate for heat treatment
MX2017012873A (es) 2015-04-08 2018-01-15 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Miembro de lamina de acero con tratamiento termico y metodo para producirlo.
WO2017126678A1 (ja) 2016-01-22 2017-07-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板及びその製造方法
WO2018193032A1 (en) * 2017-04-20 2018-10-25 Tata Steel Nederland Technology B.V. High strength steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability
WO2019122965A1 (en) * 2017-12-19 2019-06-27 Arcelormittal Cold rolled and coated steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN112840056B (zh) * 2018-10-17 2022-06-21 杰富意钢铁株式会社 薄钢板及其制造方法
CN111519107B (zh) * 2020-06-03 2021-11-19 首钢集团有限公司 一种增强扩孔性能的热轧酸洗低合金高强钢及其生产方法
CN113215485B (zh) * 2021-04-15 2022-05-17 首钢集团有限公司 一种780MPa级热基镀层双相钢及其制备方法
CN115505834A (zh) 2021-06-07 2022-12-23 宝山钢铁股份有限公司 一种热镀锌钢板及其制造方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0426744A (ja) 1990-05-22 1992-01-29 Nippon Steel Corp 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
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
JPH11323494A (ja) * 1998-03-12 1999-11-26 Kobe Steel Ltd 成形性に優れた高強度熱延鋼板
JP2001140022A (ja) 1999-08-27 2001-05-22 Nippon Steel Corp 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の製造方法
JP2001220648A (ja) * 2000-02-02 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP2004124123A (ja) * 2002-09-30 2004-04-22 Nippon Steel Corp 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2004536965A (ja) * 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP2007182625A (ja) 2005-12-06 2007-07-19 Kobe Steel Ltd 耐パウダリング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
JP2008280577A (ja) * 2007-05-10 2008-11-20 Jfe Steel Kk 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE19936151A1 (de) * 1999-07-31 2001-02-08 Thyssenkrupp Stahl Ag Höherfestes Stahlband oder -blech und Verfahren zu seiner Herstellung
AU773014B2 (en) * 1999-10-22 2004-05-13 Jfe Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet having high strength and also being excellent in formability and galvanizing property
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
JP2006265671A (ja) * 2005-03-25 2006-10-05 Nisshin Steel Co Ltd 加工性及び耐溶融金属脆化割れ性に優れた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板
JP4589880B2 (ja) * 2006-02-08 2010-12-01 新日本製鐵株式会社 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4974341B2 (ja) * 2006-06-05 2012-07-11 株式会社神戸製鋼所 成形性、スポット溶接性、および耐遅れ破壊性に優れた高強度複合組織鋼板
JP4743076B2 (ja) * 2006-10-18 2011-08-10 株式会社神戸製鋼所 伸び及び伸びフランジ性に優れた高強度鋼板
US20080178972A1 (en) 2006-10-18 2008-07-31 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd) High strength steel sheet and method for producing the same
RU2327150C1 (ru) * 2006-12-05 2008-06-20 Общество с ограниченной ответственностью "ВЗОР" Устройство дозирования подщелачивающего реагента анализатора натрия
JP5223360B2 (ja) * 2007-03-22 2013-06-26 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
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
KR101399741B1 (ko) * 2007-10-25 2014-05-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5119903B2 (ja) * 2007-12-20 2013-01-16 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4894863B2 (ja) * 2008-02-08 2012-03-14 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
PL2264206T3 (pl) * 2008-04-10 2015-04-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Blachy stalowe, o wysokiej wytrzymałości, wykazujące bardzo dobrą równowagę pomiędzy obrabialnością zadziorów oraz ciągliwością oraz doskonałą odporność na zmęczenie, blachy stalowe cynkowane oraz procesy ich wytwarzania
JP5786317B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性と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

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0426744A (ja) 1990-05-22 1992-01-29 Nippon Steel Corp 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
JPH11323494A (ja) * 1998-03-12 1999-11-26 Kobe Steel Ltd 成形性に優れた高強度熱延鋼板
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
JP2001140022A (ja) 1999-08-27 2001-05-22 Nippon Steel Corp 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の製造方法
JP2001220648A (ja) * 2000-02-02 2001-08-14 Kawasaki Steel Corp 伸びフランジ性に優れた高延性熱延鋼板およびその製造方法
JP2004536965A (ja) * 2001-07-25 2004-12-09 新日本製鐵株式会社 穴拡げ性に優れた複合組織鋼板とその製造方法
JP2004124123A (ja) * 2002-09-30 2004-04-22 Nippon Steel Corp 加工性と形状凍結性に優れた低降伏比型高強度冷延鋼板及びその製造方法
JP2007182625A (ja) 2005-12-06 2007-07-19 Kobe Steel Ltd 耐パウダリング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
JP2008280577A (ja) * 2007-05-10 2008-11-20 Jfe Steel Kk 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US20120279617A1 (en) * 2010-01-22 2012-11-08 Jfe Steel Corporation High strength galvanized steel sheet having excellent fatigue resistance and stretch flangeability and method for manufacturing the same
US20130048155A1 (en) * 2010-01-22 2013-02-28 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability and method for manufacturing the same
EP2527483A4 (en) * 2010-01-22 2017-01-18 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet reduced in burr formation and process for producing same
WO2012165661A1 (ja) * 2011-06-01 2012-12-06 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CN103597102A (zh) * 2011-06-01 2014-02-19 杰富意钢铁株式会社 材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法
CN103597102B (zh) * 2011-06-01 2016-05-04 杰富意钢铁株式会社 材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法
US9340859B2 (en) 2011-06-01 2016-05-17 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical properties, formability, and coating appearance
CN103732777A (zh) * 2011-08-05 2014-04-16 杰富意钢铁株式会社 热镀锌钢板及其制造方法
US10337094B2 (en) 2011-08-05 2019-07-02 Jfe Steel Corporation Hot-dip galvanized steel sheet and production method therefor
US20140332119A1 (en) * 2011-12-12 2014-11-13 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same
US9994941B2 (en) * 2011-12-12 2018-06-12 Jfe Steel Corporation High strength cold rolled steel sheet with high yield ratio and method for producing the same
WO2023162381A1 (ja) * 2022-02-28 2023-08-31 Ｊｆｅスチール株式会社 鋼板、部材、それらの製造方法、冷延鋼板用熱延鋼板の製造方法及び冷延鋼板の製造方法

Also Published As

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JP5397437B2 (ja) 加工性と材質安定性に優れた冷延鋼板用熱延鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
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CN114585761A (zh) 高强度钢板及其制造方法
CN114555845A (zh) 高强度钢板及其制造方法

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