WO2011090180A1 - 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 - Google Patents

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 Download PDF

Info

Publication number
WO2011090180A1
WO2011090180A1 PCT/JP2011/051151 JP2011051151W WO2011090180A1 WO 2011090180 A1 WO2011090180 A1 WO 2011090180A1 JP 2011051151 W JP2011051151 W JP 2011051151W WO 2011090180 A1 WO2011090180 A1 WO 2011090180A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
less
galvanized steel
dip galvanized
material stability
Prior art date
Application number
PCT/JP2011/051151
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
由康 川崎
達也 中垣内
金子　真次郎
長滝　康伸
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
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スチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to EP11734786.4A priority Critical patent/EP2527482B1/en
Publication of WO2011090180A1 publication Critical patent/WO2011090180A1/ja

Links

Images

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
    • C21D8/0205—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0405—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing of ferrous alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—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
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/002—Bainite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/008—Martensite
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/009—Pearlite

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in material stability and workability suitable as a member used in industrial fields such as automobiles and electricity, and a method for producing the same.
  • the shape freezing property is significantly reduced by increasing the strength and thinning of the steel sheet.
  • it is widely performed to predict the shape change after mold release in advance during press forming and to design the mold in consideration of the amount of shape change, but when the tensile strength (TS) of the steel sheet changes.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 proposes a steel sheet having excellent ductility by specifying chemical components, volume ratios of retained austenite and martensite, and manufacturing methods thereof.
  • the steel plate excellent in ductility is proposed by prescribing
  • Patent Document 3 proposes a steel sheet having excellent ductility by defining chemical components and defining volume fractions of ferrite, bainitic ferrite and retained austenite.
  • Patent Document 4 proposes a method for manufacturing a high-strength cold-rolled steel sheet in which variation in elongation in the sheet width direction is improved.
  • Patent Documents 1 to 3 the main purpose is to improve the ductility of the high-strength thin steel sheet, and therefore the hole expandability is not considered.
  • Patent Document 4 describes only the variation of the total elongation EL in the plate width direction, and does not consider the variation of the material due to the component composition and manufacturing conditions. Therefore, the development of a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having both high ductility and high hole expansibility and excellent material stability becomes an issue.
  • the inventors have made extensive studies to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 540 MPa or more and excellent in material stability and workability (high ductility and high hole expansibility). However, I found the following.
  • the positive addition of Si made it possible to improve ductility by improving the work hardening ability of ferrite, ensure strength by strengthening the solid solution of ferrite, and improve hole expansibility by relaxing the hardness difference from the second phase. Also, the use of bainitic ferrite and pearlite can alleviate the difference in hardness between soft ferrite and hard martensite, and the hole expandability can be improved.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Component composition is mass% C: 0.04% to 0.13%, Si: 0.7% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.0%, P : 0.1% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.008% or less, the balance consists of Fe and inevitable impurities, the steel structure has an area ratio And having a ferrite phase of 75% or more, a bainitic ferrite phase of 1.0% or more, and a pearlite phase of 1.0% or more and 10.0% or less, and the area ratio of the martensite phase is 1 It is excellent in material stability and workability characterized by satisfying a ratio of 0.0% or more and less than 5.0% and satisfying martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6 High strength hot dip galvanized steel sheet.
  • 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 material stability and workability according to any one of (1) to (3).
  • a component composition it contains at least one element selected from Ta: 0.001% to 0.010% and Sn: 0.002% to 0.2% by mass%.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in material stability and workability according to any one of (1) to (4).
  • a steel slab having the component composition described in any one of (1) to (6) is hot-rolled, pickled, or further cold-rolled, and then 5 ° C / ° C to a temperature range of 650 ° C or higher. heated at an average heating rate of s or more, held at a temperature range of 750 to 900 ° C. for 15 to 600 s, cooled to a temperature range of 450 to 550 ° C., and then held at a temperature range of 450 to 550 ° C. for 10 to 200 s. Then, a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in material stability and workability, characterized by performing hot-dip galvanizing.
  • the “high-strength galvanized steel sheet” is a galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 540 MPa or more.
  • 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 a tensile strength TS of 540 MPa or more and having excellent ductility and high material stability due to high ductility and high hole expansibility is obtained.
  • Si was actively added for the purpose of strengthening the solid solution of ferrite and improving the work hardenability of ferrite, creating a composite structure of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and a small amount of martensite, and reducing the hardness difference between the different phases.
  • Si was actively added for the purpose of strengthening the solid solution of ferrite and improving the work hardenability of ferrite, creating a composite structure of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and a small amount of martensite, and reducing the hardness difference between the different phases.
  • the component composition is C: 0.04% to 0.13%, Si: 0.7% to 2.3%, Mn: 0.8% to 2.0% by mass%.
  • P 0.1% or less
  • S 0.01% or less
  • Al 0.1% or less
  • N 0.008% or less
  • the ratio is 1.0% or more and less than 5.0%
  • the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6 is satisfied.
  • C 0.04% or more and 0.13% or less
  • C is an austenite generating element and an element indispensable for strengthening steel. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to ensure the desired strength. On the other hand, if the amount of C exceeds 0.13% and is added excessively, the welded part and the heat-affected zone are significantly hardened, and the mechanical properties of the welded part are deteriorated, so that spot weldability, arc weldability, etc. are reduced. . Therefore, C is made 0.04% 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 ensure good ductility by improving the work hardening ability of the ferrite phase, it is necessary to add 0.7% or more. Further, in order to ensure the desired area ratio of the bainitic ferrite phase and ensure good hole expansibility, addition of 0.7% or more is necessary. 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 1.2% or more and 1.8% or less.
  • Mn 0.8% or more and 2.0% 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. For this reason, it is necessary to add 0.8% or more of Mn.
  • Mn is made 0.8% or more and 2.0% or less. Preferably they are 1.0% or more and 1.8% or less.
  • P 0.1% or less
  • P is an element effective for strengthening steel.
  • 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 When Al exceeds 0.1%, coarse Al 2 O 3 is generated and the material deteriorates. In addition, when Al is added for deoxidation of steel, if it is less than 0.01%, many coarse oxides such as Mn and Si are dispersed in the steel and the material deteriorates. Is preferably 0.01% or more. Therefore, 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.
  • at least one selected from the following elements can be added as necessary.
  • Cr 0.05% to 1.0%, V: 0.005% to 0.5%, Mo: 0.005% to 0.5%, Ni: 0.05% to 1.0%
  • at least one selected from Cu: 0.05% or more and 1.0% or less Cr, V, and Mo has an effect of improving the balance between strength and ductility, and can be added as necessary.
  • the effect is obtained when Cr: 0.05% or more, V: 0.005% or more, and Mo: 0.005% or more.
  • excessive addition over Cr: 1.0%, V: 0.5%, and Mo: 0.5%, respectively results in an excessive fraction of the second phase, causing a significant increase in strength.
  • the cost increases. Therefore, when these elements are added, the amounts are set to Cr: 1.0% or less, V: 0.5% or less, and Mo: 0.5% or less, respectively.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel and can be used for strengthening steel as long as they are within the range specified in the present invention. It also has the effect of promoting internal oxidation and improving 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 1.0%, 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 1.0% or less, respectively.
  • B has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as necessary.
  • the effect is obtained at 0.0003% or more.
  • it exceeds 0.0050% the workability deteriorates.
  • the cost increases. Therefore, when adding B, it is made into 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ca 0.001% or more and 0.005% or less
  • REM at least one selected from 0.001% or more and 0.005% or less
  • Ta at least one selected from 0.001 to 0.010% and Sn: 0.002 to 0.2% Ta, like Ti and Nb, forms high alloy carbide and alloy carbonitride. Not only contributes to strengthening, but also partially dissolves in Nb carbide and Nb carbonitride to form a composite precipitate such as (Nb, Ta) (C, N), thereby coarsening the precipitate It is considered that there is an effect of stabilizing the contribution to strength by precipitation strengthening. Therefore, when Ta is added, the content is preferably 0.001% or more. However, if added excessively, not only the above-mentioned precipitate stabilization effect is saturated but also the alloy cost increases. Therefore, when Ta is added, its content is preferably 0.010% or less. .
  • Sn can be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitriding, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when adding Sn, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so its content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Sb 0.002 to 0.2%
  • Sb can also be added from the viewpoint of suppressing decarburization in the region of several tens of ⁇ m of the steel sheet surface layer caused by nitridation, oxidation, or oxidation of the steel sheet surface, similarly to Sn. By suppressing such nitriding and oxidation, the amount of martensite generated on the steel sheet surface is prevented from decreasing, and fatigue characteristics and aging resistance are improved. From the viewpoint of suppressing nitriding and oxidation, when Sb is added, its content is preferably 0.002% or more, and if it exceeds 0.2%, the toughness is reduced, so the content is reduced to 0. .2% or less is desirable.
  • Area ratio of ferrite phase 75% or more In order to ensure good ductility, the ferrite phase needs to have an area ratio of 75% or more.
  • Area ratio of bainitic ferrite phase 1.0% or more Area ratio of bainitic ferrite phase to ensure good hole expansibility, that is, to reduce the hardness difference between soft ferrite and hard martensite 1.0% or more is necessary.
  • Area ratio of pearlite phase 1.0% or more and 10.0% or less In order to ensure good hole expansibility, the area ratio of the pearlite phase is 1.0% or more. In order to secure a desired strength-ductility balance, the area ratio of the pearlite phase is set to 10.0% or less.
  • reduce the amount of martensite that causes the material variation in the phase structure of the second phase and increase the amount of bainitic ferrite and pearlite that are softer than martensite. That is, it is necessary to satisfy the martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6.
  • carbides such as retained austenite, tempered martensite, and cementite may be generated.
  • the area of the above ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite If the rate is satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite 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 uses a steel sheet having the above component composition and the above steel structure as a base steel sheet, and a plated film obtained by hot-dip galvanizing, or a plated film that has been subjected to alloying treatment after hot-dip galvanizing. Have.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention is obtained by hot rolling, pickling, or further cold rolling a steel slab having a component composition suitable for the above-described component composition range, and thereafter up to a temperature range of 650 ° C. or higher.
  • Heat at an average heating rate of 5 ° C./s or more hold for 15 to 600 s in a temperature range of 750 to 900 ° C., cool to a temperature range of 450 to 550 ° C., and 10 to 10 in the temperature range of 450 to 550 ° C. It is manufactured by holding for 200 s and then applying hot dip galvanizing.
  • the steel having the above composition is melted by a known method, and then slab is formed through a block or continuous casting, and is hot-rolled into a hot-rolled sheet.
  • hot rolling it is preferable to heat the slab to 1100 to 1300 ° C., perform hot rolling at a final finishing temperature of 850 ° C. or higher, and wind it on a steel strip at 400 to 650 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C.
  • the carbides in the hot-rolled sheet are coarsened, and such coarsened carbides cannot be melted during soaking at the time of annealing, so that the required strength may not be obtained.
  • pickling treatment is performed by a known method. Or after pickling, it cold-rolls further.
  • cold rolling it is not necessary to specifically limit the conditions, but it is preferable to perform cold rolling at a cold reduction rate of 30% or more. If the cold rolling reduction is low, recrystallization of ferrite is not promoted, unrecrystallized ferrite remains, and ductility and hole expansibility may decrease.
  • the hot-rolled sheet pickled or cold-rolled steel sheet is subjected to the following annealing, cooled, and then hot-dip galvanized.
  • anneal to hold for 15 to 600 s in the austenite single-phase region or the two-phase region of austenite and ferrite. When the annealing temperature is less than 750 ° C. and the holding time is less than 15 s, the hard cementite in the steel sheet is not sufficiently dissolved, the hole expandability is lowered, and further, the desired martensite area ratio cannot be obtained. Ductility decreases.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the growth of austenite grains is remarkable, it becomes difficult to secure bainitic ferrite due to bainite transformation that occurs during holding after cooling, hole expansibility decreases, and the martensite area Since the ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) exceeds 0.6, good material stability cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 600 s, austenite becomes coarse, and it becomes difficult to secure a desired strength, and it may cause an increase in cost due to a large energy consumption.
  • the holding temperature exceeds 550 ° C. or the holding time is less than 10 s, the bainite transformation is not promoted, the area ratio of bainitic ferrite is less than 1.0%, and the desired hole expandability cannot be obtained.
  • the holding temperature is less than 450 ° C. or the holding time exceeds 200 s, most of the second phase becomes austenite and bainitic ferrite having a large amount of dissolved carbon produced by promoting bainite transformation.
  • a pearlite area ratio of 0% or more cannot be obtained, and an area ratio of the hard martensite phase is 5.0% or more, and good hole expansibility and material stability cannot be obtained.
  • the hot dip galvanized steel sheet in which the plated layer is not alloyed is cooled by infiltrating the steel sheet into a plating bath at a normal bath temperature and applying hot dip galvanizing. obtain.
  • alloying of the plating layer In the temperature range below 500 ° C., alloying of the plating layer is not promoted, and it is difficult to obtain an galvannealed steel sheet. In the temperature range exceeding 600 ° C., most of the second phase becomes pearlite, the desired martensite area ratio cannot be obtained, and the balance between strength and ductility is lowered.
  • the alloying of the plating layer can be performed without any problem within the range of the present invention that satisfies the above condition of exp [200 / (400-T)] ⁇ ln (t) in a temperature range of 500 to 600 ° C.
  • 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.
  • 1 and 2 show No. of Steel A which is an example of the present invention in Examples described later. 15, 16, and 17 (Tables 2 and 5) and No. of Steel H as a comparative example. 18, 19, 20 (Table 2, Table 5) shows a diagram to organize TS, the relationship EL and annealing temperature (T 1). 1 and 2, it can be seen that the steel A of the present invention has a small variation in TS and EL accompanying changes in the annealing temperature, whereas the steel H of the comparative example has a large variation in TS and EL.
  • 3 and 4 show the No. of steel A which is an example of the present invention in the examples described later.
  • 24, 25, 26 (Table 2, Table 5) shows a diagram to organize TS, the relationship EL and the average holding temperature of the cooling after annealing (T 2).
  • T 2 shows a diagram to organize TS, the relationship EL and the average holding temperature of the cooling after annealing
  • the hot-rolled steel sheet (after pickling) and the cold-rolled steel sheet obtained as described above are subjected to an annealing treatment under the production conditions shown in Tables 2 to 4 by a continuous hot-dip galvanizing line, and hot-dip galvanizing treatment is performed. Furthermore, the alloying process of the plating layer was performed and the hot dip galvanized steel plate was obtained. The amount of plating was 30 to 50 g / m 2 per side. A part of a hot-dip galvanized steel sheet that was not subjected to alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment was also produced.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and 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 obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to tempering treatment at 200 ° C. for 2 hours, and then the structure of the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet was described above.
  • the area ratio of the tempered martensite phase obtained by the above method was defined as the area ratio of the martensite phase.
  • the volume ratio of the retained austenite phase was obtained 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 the peaks of ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of retained austenite phase and ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ planes of ferrite phase are used. Intensity ratios were obtained for all combinations of integrated intensities, and the average value of these ratios was taken as the volume ratio of the retained austenite phase.
  • the tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 test piece obtained by taking a sample so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength), EL (all Elongation) was measured.
  • TS tensile strength
  • EL all Elongation
  • 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).
  • ⁇ ⁇ 70 (%) was determined to be good.
  • Each of the high-strength hot-dip galvanized steel sheets of the present invention has a TS of 540 MPa or more, an excellent hole expansibility when ⁇ is 70% or more, and a high balance of strength and ductility when TS ⁇ EL ⁇ 19000 MPa ⁇ %. It can be seen that this is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent workability. Furthermore, it can be seen that the values of ⁇ TS and ⁇ EL are small, and the steel sheet is a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in material stability. On the other hand, in the comparative example, one or more of ductility and hole expansibility are inferior, or material stability is not preferable.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength TS of 540 MPa or more, has high ductility and high hole expansibility, and is excellent in material stability.

Abstract

５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、材質安定性と加工性（高延性と高穴拡げ性）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０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％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Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする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。

Description

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
　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拡げ性を両立した高強度鋼板も必要とされている。
　さらに、鋼板の高強度化、薄肉化により形状凍結性は著しく低下する。これに対応するため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測し、形状変化量を見込んで型を設計することが広く行われているが、鋼板の引張強度（ＴＳ）が変化すると、これらを一定とした見込み量からのズレが大きくなり、形状不良が発生し、プレス成形後に一個一個形状を板金加工する等の手直しが不可欠となり、量産効率を著しく低下させる。従って、鋼板のＴＳのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。
　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では、化学成分を規定し、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率、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２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。特許文献３では、化学成分を規定し、フェライトとベイニティックフェライトと残留オーステナイト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。また、特許文献４では、板幅方向における伸びのバラツキが改善された高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。
特開２００１−１４００２２号公報 特開平０４−０２６７４４号公報 特開２００７−１８２６２５号公報 特開２０００−２１２６８４号公報
　しかしながら、特許文献１~３では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴拡げ性については考慮されていない。特許文献４では、板幅方向における全伸びＥＬのバラツキについてのみ述べており、成分組成や製造条件による材質のバラツキについては考慮されていない。そのため、高延性と高穴拡げ性を兼ね備え、かつ、材質安定性に優れ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５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、材質安定性と加工性（高延性と高穴拡げ性）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、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、材質安定性と加工性（高延性と高穴拡げ性）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、フェライトの加工硬化能向上による延性の向上と、フェライト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拡げ性の向上が可能となった。また、ベイニティックフェライトやパーライトの活用により、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でき、穴拡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、穴拡げ性が低下するため、最終的にマルテンサイトに変態する未変態オーステナイトをパーライト化し、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、少量のマルテンサイトを有する組織を造り込むことで、高延性を維持したままで、穴拡げ性の向上が可能となり、さらに、上記各相の面積率を適正に制御することにより、材質安定性の確保が可能となった。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％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Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする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。
　（２）さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうち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（１）に記載の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。
　（３）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％以下のうち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（１）または（２）に記載の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。
　（４）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％以下のうち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（１）~（３）のいずれかに記載の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。
　（５）さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうち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（１）~（４）のいずれかに記載の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。
　（６）さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下を含有することを特徴とする（１）~（５）のいずれかに記載の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。
　（７）　（１）~（６）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、またはさらに冷間圧延し、その後６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域で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の製造方法。
　（８）溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする（７）に記載の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の製造方法。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
但し、
Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　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５４０ＭＰａ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ない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の両方を含むものである。
　本発明によれば、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、高延性と高穴拡げ性であることから加工性に優れ、さらに材質安定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。
焼鈍温度（Ｔ１）とＴＳの関係を示す図である。 焼鈍温度（Ｔ１）とＥＬの関係を示す図である。 冷却平均保持温度（Ｔ２）とＴＳの関係を示す図である。 冷却平均保持温度（Ｔ２）とＥＬの関係を示す図である。
　以下に、本発明の詳細を説明する。
　一般に、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトとの二相構造では、延性の確保は可能なものの、フェライトとマルテンサイトの硬度差が大きいために、十分な穴拡げ性が得られないことが知られている。そこで、本発明者は、さらにベイニティックフェライトとパーライトの活用について検討し、フェライトとベイニティックフェライトとパーライトとマルテンサイトを有する（一部残留オーステナイトを有するものを含む）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、フェライトの固溶強化とフェライトの加工硬化能向上を目的にＳｉを積極添加し、フェライトとベイニティックフェライトとパーライトと少量のマルテンサイトの複合組織を造り込み、異相間の硬度差を低減させ、さらにその複合組織の面積分率を適正化することにより、高延性と高穴拡げ性の両立、及び、材質安定性の確保が可能となった。
　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０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％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Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする。
　（１）まず、成分組成について説明する。
　Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、鋼の強化に不可欠な元素である。Ｃ量が０．０４％未満では、所望の強度確保が難しい。一方、Ｃ量が０．１３％を超えて過剰に添加すると、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ため、スポット溶接性、アーク溶接性等が低下する。よって、Ｃは０．０４％以上０．１３％以下とする。
　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、フェライト相の加工硬化能向上による良好な延性確保のためには０．７％以上の添加が必要である。さらに、所望のベイニティックフェライト相の面積率を確保し、良好な穴拡げ性を確保するためには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、１．２％以上１．８％以下である。
　Ｍｎ：０．８％以上２．０％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、Ｍｎは０．８％以上の添加が必要である。一方、２．０％を超えて過剰に添加すると、第二相中のマルテンサイト面積率が増加し、材質安定性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繋がる。従って、Ｍｎは０．８％以上２．０％以下とする。好ましくは１．０％以上１．８％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％を超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、０．１％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が生成し、材質が劣化する。また、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。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、これらの元素に加えて、以下の元素のうちから選ばれる少なくとも１種を必要に応じて添加することができる。
　Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させ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：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相の分率が過大となり著しい強度上昇等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。
　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作用がある。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１．０％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１．０％以下とする。
　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％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　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。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下のうち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拡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。
　Ｔａ：０．００１~０．０１０％、Ｓｎ：０．００２~０．２％のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様、合金炭化物や合金炭窒化物を形成して高強度化に寄与するのみならず、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ，Ｔａ）（Ｃ，Ｎ）のような複合析出物を形成することで、析出物の粗大化を著しく抑制して、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。そのため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．００１％以上とすることが望ましい。しかし、過剰に添加した場合、上記の析出物安定化効果が飽和するのみならず、合金コストが上昇するため、Ｔａを添加する場合は、その含有量を０．０１０％以下とすることが望ましい。
　Ｓｎは、鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｎを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　Ｓｂ：０．００２~０．２％
　ＳｂもＳｎと同様に鋼板表面の窒化、酸化、あるいは酸化により生じる鋼板表層の数１０μｍ領域の脱炭を抑制する観点から添加することができる。このような窒化や酸化を抑制することで鋼板表面においてマルテンサイトの生成量が減少するのを防止し、疲労特性や耐時効性を改善させる。窒化や酸化を抑制する観点から、Ｓｂを添加する場合は、その含有量は０．００２％以上とすることが望ましく、０．２％を超えると靭性の低下を招くため、その含有量を０．２％以下とすることが望ましい。
　（２）次に鋼組織について説明する。
　フェライト相の面積率：７５％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７５％以上必要である。
　ベイニティックフェライト相の面積率：１．０％以上
　良好な穴拡げ性の確保のため、即ち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させるために、ベイニティックフェライト相の面積率は１．０％以上必要である。
　パーライト相の面積率：１．０％以上１０．０％以下
　良好な穴拡げ性の確保のため、パーライト相の面積率は１．０％以上とする。所望の強度−延性バランスを確保するため、パーライト相の面積率を１０．０％以下とする。
　マルテンサイト相の面積率：１．０％以上５．０％未満
　所望の強度−延性バランスを確保するため、マルテンサイト相の面積率は１．０％以上とする。良好な材質安定性を確保するために、引張特性（ＴＳ、ＥＬ）に大きく影響を及ぼすマルテンサイト相の面積率は５．０％未満である必要がある。
　マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６
　良好な材質安定性を確保するために、第二相の相構成を、材質バラツキの要因となるマルテンサイトの量を低減し、マルテンサイトより軟質なベイニティックフェライトやパーライトの量を多くすること、つまり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす必要がある。
　なお、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイト以外に、残留オーステナイトや焼戻しマルテンサイトやセメンタイト等の炭化物が生成する場合があるが、上記のフェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイトの面積率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、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成と上記鋼組織を有する鋼板を下地鋼板とし、その上に溶融亜鉛めっきによるめっき皮膜、又は溶融亜鉛めっき後合金化処理を施しためっき皮膜を有する。
　（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、酸洗し、またはさらに冷間圧延を行い、その後６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却し、該４５０~５５０℃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で製造する。
　合金化処理を施す高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、溶融亜鉛めっき後、５００~６００℃の温度域において、下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施す。
　０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
　但し、
　Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
　ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
　ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　以下、詳細に説明する。
　上記の成分組成を有する鋼を、公知の方法により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延して熱延板にする。熱間圧延を行うに際しては、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、４００~６５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が６５０℃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、公知の方法で酸洗処理を行う。又は酸洗を行った後、さらに冷間圧延を行う。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、延性と穴拡げ性が低下する場合があるためである。
　酸洗した熱延板、または冷間圧延した鋼板に、以下の焼鈍を行った後、冷却し、その後溶融亜鉛めっきをする。
　６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱
　６５０℃以上の温度域までの平均加熱速度が５℃／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、最終組織のマルテンサイト面積率が増大し、良好な穴拡げ性の確保が困難である。また、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。加熱炉としてＤＦＦ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｆｉｒｅｄ　Ｆｕｒｎａｃｅ）を用いることが好ましい。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
　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とフェライトの二相域で、１５~６００ｓ保持する焼鈍を行う。焼鈍温度が７５０℃未満、保持時間が１５ｓ未満になると、鋼板中の硬質なセメンタイトが十分に溶解せず、穴拡げ性が低下し、さらに、所望のマルテンサイト面積率が得られないことから、延性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、冷却後の保持中に生じるベイナイト変態によるベイニティックフェライトの確保が困難となり、穴拡げ性が低下し、さらに、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．６を超えるため、良好な材質安定性が得られない。また、保持時間が６００ｓを超えると、オーステナイトが粗大化し、所望の強度確保が困難となり、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。
　４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持
　前記の焼鈍を行った後、４５０~５５０℃の温度域に冷却し、該４５０~５５０℃の温度域に１０~２００ｓ保持する。保持温度が５５０℃を超えると、または保持時間が１０ｓ未満になると、ベイナイト変態が促進せず、ベイニティックフェライトの面積率が１．０％未満になり、所望の穴拡げ性を得られない。また、保持温度が４５０℃未満、または保持時間が２００ｓを超えると、第二相の大半がベイナイト変態の促進により生成した固溶炭素量の多いオーステナイトとベイニティックフェライトになり、所望の１．０％以上のパーライト面積率が得られず、かつ、硬質なマルテンサイト相の面積率が５．０％以上となり、良好な穴拡げ性と材質安定性が得られない。
　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施し、ガスワイピングなどでめっき付着量を調整し、冷却することで、めっき層を合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
　合金化処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、５００~６００℃の温度域において、下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を行う。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
但し、
Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が０．４５未満になると、合金化処理後の鋼組織にマルテンサイトが多く存在し、上記硬質なマルテンサイトが軟質なフェライトと隣接して、異相間に大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下する。また、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．６を超えるため、材質安定性が損なわれる。また、溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くなる。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が１．０超になると、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に変態し、結果として所望の強度と延性のバランスが得られない。
　５００℃未満の温度域では、めっき層の合金化が促進されず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが難しい。また、６００℃を超える温度域では、第二相の殆どがパーライトになり、所望のマルテンサイト面積率が得られず、強度と延性のバランスが低下する。
めっき層の合金化については、５００~６００℃の温度域において上記のｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）の条件を満たす本発明範囲であれば問題なく行うことができる。
　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。
　図１、図２は、後述する実施例の本発明例である鋼ＡのＮｏ．１５、１６、１７（表２、表５）と比較例である鋼ＨのＮｏ．１８、１９、２０（表２、表５）について、ＴＳ、ＥＬと焼鈍温度（Ｔ１）の関係を整理した図を示す。図１、図２より、本発明例の鋼Ａは焼鈍温度の変化に伴なうＴＳ、ＥＬの変動が小さいのに対し、比較例の鋼ＨはＴＳ、ＥＬの変動が大きいことがわかる。
　また、図３、図４は、後述する実施例の本発明例である鋼ＡのＮｏ．２１、２２、２３（表２、表５）と比較例である鋼ＨのＮｏ．２４、２５、２６（表２、表５）について、ＴＳ、ＥＬと焼鈍後の冷却の平均保持温度（Ｔ２）の関係を整理した図を示す。図３、図４より、本発明例の鋼Ａは平均保持温度の変化に伴なうＴＳ、ＥＬの変動が小さいのに対し、比較例の鋼ＨはＴＳ、ＥＬの変動が大きいことがわかる。
　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、一部は酸洗ままの熱延鋼板とし、一部はさらに冷間圧延を施し、冷延鋼板を製造した。次いで、上記により得られた熱延鋼板（酸洗後）および冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２~表４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、さらにめっき層の合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を得た。めっき付着量は片面あたり３０~５０ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっき処理を施した後に合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板も一部作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、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。その際、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別が困難なため、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に２００℃で２時間の焼戻し処理を施し、その後、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の組織を上記の方法で観察し、上記の方法で求めた焼戻しマルテンサイト相の面積率をマルテンサイト相の面積率とした。また、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ＣｏＫα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留オーステナイト相の体積率とした。
　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　Ｚ　２２４１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≧１９０００ＭＰａ・％の場合を延性が良好と判定した。
　材質安定性は、（イ）焼鈍温度Ｔ１以外の条件が同じで焼鈍温度Ｔ１だけが異なる鋼板について、ＴＳ、ＥＬの変動量を調査し、そのＴＳ、ＥＬの変動量から焼鈍温度変化２０℃あたりの変動量（ΔＴＳ、ΔＥＬ）を求め、また（ロ）冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度Ｔ２以外の条件が同じで冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度Ｔ２だけが異なる鋼板について、ＴＳ、ＥＬの変動量を調査し、そのＴＳ、ＥＬの変動量から冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度変化２０℃あたりの変動量（ΔＴＳ、ΔＥＬ）を求め、各温度変化２０℃当たりのＴＳ変動量（ΔＴＳ）、ＥＬ変動量（ΔＥＬ）で評価した。
　また、以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、穴拡げ性（伸びフランジ性）を測定した。穴拡げ性（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以上はクリアランス１２％±１％で、板厚２．０ｍｍ未満はクリアランス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。
　以上により得られた結果を表５~表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、いずれもＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、λが７０％以上で穴拡げ性に優れ、また、ＴＳ×ＥＬ≧１９０００ＭＰａ・％で強度と延性のバランスが高く、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。さらに、ΔＴＳ、ΔＥＬの値も小さく、材質安定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、延性、穴拡げ性のいずれか一つ以上が劣っているか、材質安定性が好ましくない。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、高延性と高穴拡げ性を有し、さらに材質安定性にも優れる。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。

Claims (8)

  1. 成分組成は、質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％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Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、鋼組織は、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たすことを特徴とする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。
  2. さらに、成分組成として、質量％で、Ｃｒ：０．０５％以上１．０％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５％以下、Ｍｏ：０．００５％以上０．５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上１．０％以下、Ｃｕ：０．０５％以上１．０％以下のうち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に記載の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。
  3. 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％以下のうち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。
  4. 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％以下のうち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のいずれかに記載の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。
  5. さらに、成分組成として、質量％で、Ｔａ：０．００１％以上０．０１０％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２％以下のうち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。
  6. さらに、成分組成として、質量％で、Ｓｂ：０．００２％以上０．２％以下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。
  7. 請求項１~６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、またはさらに冷間圧延し、その後６５０℃以上の温度域まで５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域で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の製造方法。
  8. 溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において下式を満たす条件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に記載の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の製造方法。
    ０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
    但し、
    Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
    ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
    ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
PCT/JP2011/051151 2010-01-22 2011-01-18 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 WO2011090180A1 (ja)

Priority Applications (1)

Application Number Priority Date Filing Date Title
EP11734786.4A EP2527482B1 (en) 2010-01-22 2011-01-18 Process for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent material stability and processability

Applications Claiming Priority (4)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2010-011948 2010-01-22
JP2010011948 2010-01-22
JP2010262087A JP5786317B2 (ja) 2010-01-22 2010-11-25 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
JP2010-262087 2010-11-25

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2011090180A1 true WO2011090180A1 (ja) 2011-07-28

Family

ID=44306981

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2011/051151 WO2011090180A1 (ja) 2010-01-22 2011-01-18 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

Country Status (4)

Country Link
EP (1) EP2527482B1 (ja)
JP (1) JP5786317B2 (ja)
TW (1) TWI433961B (ja)
WO (1) WO2011090180A1 (ja)

Cited By (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2402470A1 (en) * 2009-02-25 2012-01-04 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel plate of excellent workability and manufacturing method therefor
JP2012177175A (ja) * 2011-02-28 2012-09-13 Jfe Steel Corp 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
WO2013179497A1 (ja) * 2012-06-01 2013-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
EP2762583A4 (en) * 2011-09-30 2015-12-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGHLY RESISTANT STEEL PLATE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
EP2623629A4 (en) * 2010-09-30 2016-08-31 Jfe Steel Corp HIGH-STRENGTH HOT-GALVANIZED STEEL SHEET WHICH HAS EXCELLENT FATIGUE FEATURES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
EP2886674A4 (en) * 2012-08-15 2016-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp STEEL PLATE FOR USE IN A HOT COMPRESSION, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF AND USING THE STEEL PLATE HOT-PRESSED ELEMENT

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4883216B2 (ja) * 2010-01-22 2012-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性とスポット溶接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
JP5267638B2 (ja) * 2011-11-17 2013-08-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板または高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板用熱延鋼板およびその製造方法
TWI454582B (zh) * 2012-06-13 2014-10-01 Jfe Steel Corp 延伸及延伸凸緣性優異之低降伏比高強度冷延鋼板及其製造方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2009149938A (ja) * 2007-12-20 2009-07-09 Jfe Steel Corp 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
JP2009209451A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 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
JP2010255097A (ja) * 2009-02-25 2010-11-11 Jfe Steel Corp 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

Family Cites Families (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP4110680B2 (ja) * 1999-08-02 2008-07-02 Ｊｆｅスチール株式会社 極低炭素薄鋼板の製造方法
JP3912181B2 (ja) * 2002-03-28 2007-05-09 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と伸びフランジ性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板およびその製造方法
JP5786319B2 (ja) * 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 耐バリ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
JP4883216B2 (ja) * 2010-01-22 2012-02-22 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性とスポット溶接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 (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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
JP2009149938A (ja) * 2007-12-20 2009-07-09 Jfe Steel Corp 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
JP2009209451A (ja) * 2008-02-08 2009-09-17 Jfe Steel Corp 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
JP2010255097A (ja) * 2009-02-25 2010-11-11 Jfe Steel Corp 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

Cited By (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP2402470A1 (en) * 2009-02-25 2012-01-04 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel plate of excellent workability and manufacturing method therefor
EP2402470A4 (en) * 2009-02-25 2017-04-26 JFE Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel plate of excellent workability and manufacturing method therefor
EP2623629A4 (en) * 2010-09-30 2016-08-31 Jfe Steel Corp HIGH-STRENGTH HOT-GALVANIZED STEEL SHEET WHICH HAS EXCELLENT FATIGUE FEATURES AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
JP2012177175A (ja) * 2011-02-28 2012-09-13 Jfe Steel Corp 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
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
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
EP2762583A4 (en) * 2011-09-30 2015-12-02 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp HIGHLY RESISTANT STEEL PLATE WITH EXCELLENT RESISTANCE TO DELAYED FRACTURE AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR
WO2013179497A1 (ja) * 2012-06-01 2013-12-05 Ｊｆｅスチール株式会社 伸びと伸びフランジ性に優れた低降伏比高強度冷延鋼板およびその製造方法
KR20150004430A (ko) * 2012-06-01 2015-01-12 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR101674283B1 (ko) 2012-06-01 2016-11-08 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 신장과 신장 플랜지성이 우수한 저항복비 고강도 냉연 강판 및 그 제조 방법
EP2886674A4 (en) * 2012-08-15 2016-11-30 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp STEEL PLATE FOR USE IN A HOT COMPRESSION, METHOD OF MANUFACTURING THEREOF AND USING THE STEEL PLATE HOT-PRESSED ELEMENT
US10570470B2 (en) 2012-08-15 2020-02-25 Nippon Steel Corporation Steel sheet for hot stamping, method of manufacturing the same, and hot stamped steel sheet member

Also Published As

Publication number Publication date
TW201139731A (en) 2011-11-16
EP2527482A4 (en) 2017-04-05
EP2527482B1 (en) 2019-12-25
JP2011168877A (ja) 2011-09-01
TWI433961B (zh) 2014-04-11
EP2527482A1 (en) 2012-11-28
JP5786317B2 (ja) 2015-09-30

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP4998756B2 (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
JP4894863B2 (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
JP5825119B2 (ja) 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
JP5493986B2 (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
JP5834717B2 (ja) 高降伏比を有する溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5765092B2 (ja) 延性と穴広げ性に優れた高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP6179461B2 (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5793971B2 (ja) 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
JP5786318B2 (ja) 疲労特性と穴拡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
JP5786316B2 (ja) 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
JP5786317B2 (ja) 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
JP5365673B2 (ja) 材質均一性に優れた熱延鋼板およびその製造方法
JP5924332B2 (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
JP4883216B2 (ja) 加工性とスポット溶接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
JP2010065272A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP2011184757A (ja) 高強度鋼板の製造方法
JP5256690B2 (ja) 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
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

Legal Events

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

Ref document number: 11734786

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 2011734786

Country of ref document: EP

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE