WO2015092987A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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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金子　真次郎
洋一 牧水
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance and bending workability suitable for use as a steel sheet for automobiles and a method for producing the same.
  • automobile parts such as pillars, members, and bumpers are required to have impact resistance necessary to ensure the safety of passengers in the event that the automobile collides during traveling.
  • a high-strength steel plate with impact resistance that exhibits excellent collision energy absorption capability even when subjected to the above high strain rate at the time of collision is applied to ensure the collision safety of the automobile.
  • Patent Document 1 discloses a technique relating to an ultrahigh strength steel plate having a TS of 1180 MPa class that is excellent in formability and impact resistance.
  • Patent Document 2 and Patent Document 3 disclose techniques relating to high-strength steel sheets having good bending workability and spot weldability.
  • Patent Document 1 Although the formability such as elongation and stretch flangeability is excellent, bending workability is not examined. Further, Patent Documents 2 and 3 do not evaluate impact resistance, and do not assume an ultra-high-strength steel sheet having a TS of over 1180 MPa.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and is suitable as a material for automobile parts.
  • the tensile strength (TS) is 1180 MPa or more, and the high-strength hot-dip galvanizing excellent in impact resistance and bending workability. It aims at providing a steel plate and its manufacturing method.
  • the present inventors have conducted extensive research from the viewpoint of the component composition, structure, and manufacturing method of the steel sheet, and found the following.
  • the area ratio of ferrite is 0-10%
  • the area ratio of bainitic ferrite is 20-50%
  • the area ratio of tempered martensite is 20-50%
  • the area ratio of martensite is 15-60.
  • the average grain size of massive martensite, tempered martensite and bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less
  • the value obtained by subtracting the area ratio of tempered martensite from the area ratio of bainitic ferrite is 20% or less.
  • the steel plate surface Furthermore, from the Vickers hardness at a depth of 100 ⁇ m from the steel plate surface, the steel plate surface It was found that by setting the value obtained by subtracting the Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m to 30 or more, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent impact resistance and bending workability when TS is 1180 MPa or more can be obtained. It was also found that by controlling the hot rolling, cold rolling and annealing conditions, a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent impact resistance and bending workability when TS is 1180 MPa or more can be obtained.
  • the present invention has been made based on such findings, and the gist thereof is as follows.
  • C more than 0.10% to less than 0.18%
  • Si 0.01 to 1.00%
  • Mn 1.5 to 4.0%
  • P 0.100% or less
  • S 0.020% or less
  • Al 0.010-0.500%
  • Cr 0.010-2.000%
  • Nb 0.005-0.100%
  • Ti 0.005-0.
  • the microstructure is ferrite with an area ratio of 0 to 10%, an area ratio of 15 It consists of ⁇ 60% martensite, tempered martensite with an area ratio of 20-50%, bainitic ferrite with an area ratio of 20-50%, and the average grain size of bulk martensite, tempered martensite and bainitic ferrite is 15 ⁇ m or less for each
  • the value obtained by subtracting the area ratio of tempered martensite from the area ratio of nititic ferrite is 20% or less, the area ratio of martensite consisting of only martensite in the adjacent martensite area ratio is 5% or less, and the steel sheet surface
  • a high-strength hot-dip galvanized coating characterized by having a hot-dip galvanized film on the surface of the steel sheet, wherein the value obtained by subtracting the Vickers hardness at a depth of 20 ⁇ m from the Vic
  • the slab having the component according to any one of [1] to [3] is subjected to hot rolling at a final rolling pass reduction rate of 10% or more and a finishing rolling temperature of 850 to 950 ° C., and then 600 After cooling so that the residence time at ⁇ 700 ° C. is 10 seconds or less, it is wound into a hot rolled sheet at a coiling temperature of 450 ° C. or higher and lower than 600 ° C., and the hot rolled sheet has a rolling reduction of more than 20%.
  • the cold-rolled sheet When cold-rolled into a cold-rolled sheet, the cold-rolled sheet is annealed at a dew point of ⁇ 45 to 20 ° C. and an air ratio of 0.80 or more in the temperature range from 300 ° C. to the annealing temperature.
  • ° C. / s is heated at above average heating rate was maintained at the annealing temperature (Ac 3 transformation point -20) ⁇ 950 ° C. of from 10 to 1000 seconds holding time as, cooled at an average cooling rate of more than 5 ° C. / s Cooling so that the stop temperature is not lower than 200 ° C.
  • Component composition C more than 0.10% to less than 0.18% C is an element necessary for increasing the strength of martensite and tempered martensite and increasing TS.
  • the C content is 0.10% or less, the strength of martensite and tempered martensite is low, and TS cannot obtain 1180 MPa or more.
  • the C content is more than 0.10% and less than 0.18%. Preferably, it is over 0.10% to 0.15%.
  • Si 0.01 to 1.00%
  • Si is an element effective for increasing TS by solid solution strengthening of steel. In order to obtain such an effect, the Si amount needs to be 0.01% or more. On the other hand, if it exceeds 1.00%, the plating property and the weldability are deteriorated. Therefore, the Si amount is set to 0.01 to 1.00%. Preferably it is 0.01 to 0.80%, more preferably 0.01 to 0.60%.
  • Mn 1.5 to 4.0% Mn raises TS by solid solution strengthening of steel. Moreover, it is an element which suppresses a ferrite transformation and a bainite transformation, produces
  • P 0.100% or less P is desirably reduced in amount as much as possible because P deteriorates impact resistance due to grain boundary segregation and deteriorates weldability.
  • the amount of P is made 0.100% or less from the viewpoint of manufacturing cost. There is no specific lower limit. If the P content is less than 0.001%, the production efficiency is lowered, so 0.001% or more is preferable.
  • S 0.020% or less S is present as inclusions such as MnS, and deteriorates weldability. Therefore, the amount is preferably reduced as much as possible. However, the amount of S is made 0.020% or less from the viewpoint of manufacturing cost. There is no specific lower limit. Note that when the S amount is less than 0.0005%, the production efficiency is lowered, so 0.0005% or more is preferable.
  • Al acts as a deoxidizer and is preferably added in the deoxidation step. In order to obtain such an effect, the Al amount needs to be 0.010% or more. On the other hand, if the Al content exceeds 0.500%, the risk of slab cracking during continuous casting increases. Therefore, the Al content is 0.010 to 0.500%.
  • Cr 0.010 to 2.000%
  • Cr is an element that suppresses ferrite transformation and bainite transformation to generate martensite and raise TS. In order to obtain such an effect, the Cr amount needs to be 0.010% or more. On the other hand, if the Cr content exceeds 2.000%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the Cr content is 0.010 to 2.000%. Preferably it is 0.010 to 1.500%, more preferably 0.010 to 1.000%.
  • Nb 0.005 to 0.100%
  • Nb is an element effective in suppressing recrystallization of ferrite during annealing and refining crystal grains.
  • the Nb amount needs to be 0.005% or more.
  • the Nb content is 0.005 to 0.100%.
  • it is 0.010 to 0.080%, more preferably 0.010 to 0.060%.
  • Ti 0.005 to 0.100%
  • Ti is an element effective in suppressing recrystallization of ferrite during annealing and refining crystal grains. In order to obtain such an effect, the Ti amount needs to be 0.005% or more. On the other hand, if the amount of Ti exceeds 0.100%, the effect is saturated, leading to an increase in cost. Therefore, the Ti amount is set to 0.005 to 0.100%. Preferably it is 0.010 to 0.080%, more preferably 0.010 to 0.060%.
  • B Exceeding 0.0005% to 0.0030% or less B is an element effective in suppressing the nucleation of ferrite and bainite from grain boundaries and obtaining martensite. In order to obtain such an effect, the B amount needs to exceed 0.0005%. On the other hand, if the amount of B exceeds 0.0030%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, the B content is set to exceed 0.0005% and not more than 0.0030%. Preferably it is more than 0.0005% to 0.0025% or less, more preferably more than 0.0005% to 0.0020% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • At least one selected from Mo: 0.005 to 2.000%, V: 0.005 to 2.000%, Ni: 0.005 to 2.000%, Cu: 0.005 to 2.000% Seeds can be included.
  • Mo, V, Ni, and Cu are effective elements for increasing the strength because they generate a low-temperature transformation phase such as martensite.
  • the contents of Mo, V, Ni, and Cu are each preferably 0.005 to 2.000%.
  • the present invention in addition to the above component composition, it may further contain at least one selected from Ca: 0.001 to 0.005% and REM: 0.001 to 0.005%.
  • Both Ca and REM are effective elements for improving workability by controlling the form of sulfide.
  • the Ca and REM contents are each preferably 0.001 to 0.005%.
  • Microstructure Area ratio of ferrite 0 to 10% If the area ratio of ferrite exceeds 10%, it becomes difficult to achieve both 1180 MPa or more of TS and impact resistance. Therefore, the area ratio of ferrite is 10% or less. Preferably it is 5% or less, More preferably, it is 2% or less.
  • the ferrite in the present invention is polygonal ferrite.
  • Martensite area ratio 15-60% Martensite has the effect of increasing strength and is necessary to obtain a TS of 1180 MPa. If the area ratio of martensite is less than 15%, it is difficult to obtain a TS of 1180 MPa or more. On the other hand, when the area ratio of martensite exceeds 60%, bending workability deteriorates. Therefore, the area ratio of martensite is 15 to 60%. Preferably, the content is 20 to 55%.
  • Tempered martensite area ratio 20-50% Tempered martensite is effective in improving impact resistance and bending workability. If the area ratio of tempered martensite is less than 20%, such an effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if it exceeds 50%, it becomes difficult to obtain a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the area ratio of tempered martensite is 20 to 50%. Preferably it is 25 to 45%, more preferably 25 to 40%.
  • Area ratio of bainitic ferrite 20-50% Bainitic ferrite is effective in improving the bendability of steel without significantly reducing strength and impact resistance. If the area ratio of bainitic ferrite is less than 20%, such an effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if it exceeds 50%, it becomes difficult to obtain a TS of 1180 MPa or more. Therefore, the area ratio of bainitic ferrite is 20 to 50%. Preferably it is 25 to 45%, more preferably 25 to 40%.
  • Average crystal grain size of massive martensite, tempered martensite and bainitic ferrite 15 ⁇ m or less respectively
  • martensite, tempered martensite and bainitic ferrite which are main structures are all fine. It is. Of the martensite, the massive martensite, the tempered martensite, and the bainitic ferrite are fine, so that the impact resistance and the bending workability are improved.
  • the average grain size of massive martensite, tempered martensite and bainitic ferrite exceeds 15 ⁇ m, impact resistance and bendability deteriorate. Therefore, the average grain size of the massive martensite, tempered martensite, and bainitic ferrite is set to 15 ⁇ m or less, respectively.
  • the massive martensite in this invention is a martensite containing a prior-austenite grain boundary, and does not contain the island-like martensite isolated in bainitic ferrite.
  • Tempered martensite has an intermediate hardness between bainitic ferrite and martensite, and is thought to contribute to uniform strain distribution.
  • bainitic ferrite When there is too much bainitic ferrite, the role of the tempered martensite intermediate layer becomes insufficient and bending workability deteriorates.
  • bending workability deterioration will arise by a ductile fall.
  • the value obtained by subtracting the area ratio of tempered martensite from the area ratio of bainitic ferrite is 20% or less. Note that there is no problem even if this value is 0% or less. Martensite with an area ratio of martensite in which the adjacent phase is composed only of martensite in the total martensite area ratio (martensite area ratio in which the adjacent phase is composed solely of martensite with respect to all martensite) If a plurality of adjacent layers are adjacent and martensite is localized, strain is introduced non-uniformly during processing, collision, or the like, resulting in deterioration of bending workability and impact resistance.
  • the ratio of the area ratio of martensite whose adjacent phase occupies the area ratio of all martensite exceeds only 5%, bending workability and impact resistance are remarkably deteriorated. Therefore, the ratio of the area ratio of martensite in which the adjacent phase is composed only of martensite in the area ratio of all martensite is 5% or less, preferably 3% or less, more preferably 2% or less.
  • phase other than ferrite, martensite, tempered martensite, and bainitic ferrite may contain retained austenite and pearlite, the object of the present invention is achieved as long as the above microstructure condition is satisfied.
  • the area ratio of ferrite, martensite, tempered martensite and bainitic ferrite is the ratio of the area of each phase to the observation area.
  • the area ratio of each phase is obtained by grinding a plate thickness section of a steel plate, corroding with 3% nital, and photographing the 1/4 position of the plate thickness with a SEM (scanning electron microscope) at a magnification of 1500 times. From the recorded image data The area ratio of each phase was determined using Image-Pro manufactured by Cybernetics, and the average value of the area ratios of the three visual fields was defined as the area ratio of each phase.
  • ferrite is black
  • bainitic ferrite is black including island-like martensite or gray including carbide with uniform orientation
  • tempered martensite is light gray including marine carbide with fine orientation, martensite. The site can be distinguished as white.
  • the average crystal grain size of bainitic ferrite, tempered martensite, and massive martensite is the sum of the areas of the phases in the field of view in the image data obtained for the area ratio of each phase.
  • the average area of the phase is obtained by dividing by the number of the phases present in (1), and the 1/2 power thereof is defined as the average crystal grain size (corresponding to one side of the square (square approximation)).
  • the high-strength steel sheet of the present invention is subjected to hot rolling on a slab having the above component composition at a final finishing pass reduction rate of 10% or more and a finishing rolling temperature of 850 to 950 ° C., and then 600 to After cooling so that the residence time at 700 ° C. is 10 seconds or less, a coiled hot rolled sheet is formed at a coiling temperature of 450 ° C. or higher and lower than 600 ° C., and the hot rolled sheet is cooled at a reduction rate of more than 20%.
  • the cold-rolled sheet is annealed to 0.5 ° C with a dew point of -45 to 20 ° C and an air ratio of 0.80 or more in the temperature range from 300 ° C to the annealing temperature.
  • Heating is performed at an average heating rate of 5 ° C / s or higher, and the annealing temperature is set to (Ac 3 transformation point -20) to 950 ° C and held for 10 to 1000 seconds, and then cooling is stopped at an average cooling rate of 5 ° C / s or higher. Cooling so that the temperature is between 200 ° C and less than 450 ° C Holding at the cooling stop temperature for 1 second to less than 10 seconds, reheating to 450 to 550 ° C. and holding at that temperature for 10 to 1000 seconds, followed by hot dip galvanizing treatment .
  • Rolling ratio of final finishing pass 10% or more
  • the rolling reduction ratio of the final finishing pass is less than 10%
  • the hardness difference ⁇ Hv of the steel sheet surface layer after annealing becomes less than 30, and the bendability deteriorates. To do.
  • the surface layer structure of the hot-rolled sheet becomes coarse when the rolling reduction of finish rolling is reduced, and the oxygen diffusion path is reduced to suppress carbon dilution near the surface layer. The Therefore, the rolling reduction of the final finishing pass is 10% or more.
  • Finish rolling temperature 850-950 ° C
  • the finish rolling temperature of the final finishing pass is less than 850 ° C.
  • the hardness difference ⁇ Hv of the steel sheet surface layer after annealing becomes less than 30, and the bendability deteriorates.
  • the residence time at 600 to 700 ° C. is 10 seconds or less.
  • it is 8 seconds or less.
  • the coiling temperature is 450 ° C. or more and less than 600 ° C. and the coiling coiling temperature is 600 ° C. or more, a compound containing B such as B carbide is generated, and the solid solution B in the steel is lowered. As a result, the effect of B during annealing is diminished and the microstructure of the present invention cannot be obtained.
  • the coiling temperature is set to 450 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • the temperature is 500 ° C. or higher and lower than 600 ° C.
  • the rolling reduction ratio exceeds 20% and the cold rolling reduction ratio is 20% or less, coarse grains are formed and the impact resistance is deteriorated. Therefore, the rolling reduction of cold rolling exceeds 20%, preferably 30% or more.
  • the upper limit is not particularly specified, but is preferably about 90% or less from the viewpoint of the stability of the shape.
  • the temperature range from 300 ° C to the annealing temperature in the temperature range from 300 ° C to the annealing temperature, heating at an average heating rate of 0.5 ° C / s or more with a dew point of -45 to 20 ° C and an air ratio of 0.80 or more.
  • the dew point in the furnace atmosphere is less than ⁇ 45 ° C., oxygen is not sufficiently supplied to the steel sheet surface layer, carbon dilution near the surface layer is suppressed, and the hardness difference ⁇ Hv of the steel sheet surface layer after annealing is less than 30. Flexibility deteriorates.
  • the dew point exceeds 20 ° C. the plating property deteriorates.
  • the dew point from 300 ° C. to the annealing temperature is ⁇ 45 to 20 ° C.
  • the temperature is preferably -40 to 0 ° C, more preferably -40 to -10 ° C.
  • the air ratio during the oxidation treatment is less than 0.80, oxygen is not sufficiently supplied to the steel sheet surface layer, and the dilution of carbon near the surface layer is suppressed, and the steel sheet after annealing
  • the hardness difference ⁇ Hv of the surface layer becomes less than 30, and the bendability deteriorates. Therefore, the air ratio is 0.80 or more, preferably 0.90 or more, more preferably 1.00 or more.
  • the upper limit is not particularly defined, but if it exceeds 1.50, productivity is hindered.
  • the air ratio means the ratio of fuel to air, such as coke oven gas (COG), which is a by-product gas of a steel mill.
  • COG coke oven gas
  • the type of oxidation furnace for performing this oxidation treatment is not particularly limited, but it is preferable to use a direct-fired heating furnace equipped with a direct-fire burner.
  • a direct fire burner heats a steel sheet by directly applying a burner flame, which is burned by mixing fuel such as coke oven gas (COG), which is a by-product gas of an ironworks, and air, to the surface of the steel sheet.
  • COG coke oven gas
  • LNG liquefied natural gas
  • the average heating rate is less than 0.5 ° C./s, the austenite crystal grains become coarse and the microstructure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the average heating rate is 0.5 ° C./s or more.
  • the annealing temperature is (Ac 3 transformation point ⁇ 20) to 950 ° C. and the holding annealing temperature is less than (Ac 3 transformation point ⁇ 20) ° C. for 10 to 1000 seconds, austenite formation is insufficient and excessive ferrite is produced. The microstructure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 950 ° C., the austenite crystal grains become coarse, and the microstructure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature is (Ac 3 transformation point ⁇ 20) to 950 ° C. Preferably, (Ac 3 transformation point ⁇ 10) to 900 ° C., more preferably Ac 3 transformation point to 880 ° C.
  • the Ac 3 transformation point is obtained from the following equation (1).
  • Ac 3 transformation point (° C.) 910 ⁇ 203 ⁇ [C] 0.5 + 44.7 ⁇ [Si] ⁇ 30 ⁇ [Mn] ⁇ 11 ⁇ [Cr] (1)
  • [C], [Si], [Mn] and [Cr] are mass% of each element in the steel.
  • the holding time at the annealing temperature (Ac 3 transformation point ⁇ 20) to 950 ° C. is less than 10 seconds, austenite is not sufficiently generated, and excessive ferrite is generated, and the microstructure of the present invention cannot be obtained.
  • the holding time is 10 to 1000 seconds.
  • it is 30 to 600 seconds.
  • the average cooling rate is 5 ° C./s or more and the average cooling rate is less than 5 ° C./s, ferrite and bainite are excessively generated during cooling, and the microstructure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is 5 ° C./s or more.
  • the cooling stop temperature is 200 ° C. or higher and lower than 450 ° C.
  • the tempered martensite is not generated when the cooling stop temperature is 450 ° C. or higher, and the microstructure of the present invention cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 200 ° C. or higher and lower than 450 ° C.
  • the temperature is preferably 250 to less than 450 ° C, more preferably 300 to 430 ° C.
  • the tempering is performed at a cooling stop temperature of 200 ° C. to less than 450 ° C. if the holding time is less than 1 second.
  • the distribution of martensite becomes uneven and impact resistance deteriorates.
  • the bainite transformation proceeds excessively and the microstructure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the holding time is 1 second or more and less than 10 seconds.
  • the holding time is 10 to 1000 seconds, preferably 30 to 500 seconds.
  • the hot dip galvanizing treatment is preferably performed by immersing the steel plate obtained as described above in a galvanizing bath at 440 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and then adjusting the plating adhesion amount by gas wiping or the like. Further, when alloying the galvanizing, it is preferable to keep the alloy in the temperature range of 460 ° C. to 580 ° C. for 1 second to 40 seconds. As the galvanizing bath, it is preferable to use a galvanizing bath having an Al content of 0.08 to 0.18%.
  • the steel sheet after being subjected to hot dip galvanizing or alloying can be subjected to temper rolling for the purpose of shape correction, adjustment of surface roughness, and the like.
  • temper rolling if the pressure adjustment rate exceeds 0.5%, the bendability may be deteriorated due to surface hardening, so the pressure adjustment rate is preferably 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less.
  • various coating processes such as resin and oil-fat coating, can also be given.
  • the slab is preferably produced by a continuous casting method, and can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • the slab may be once cooled to room temperature and then re-heated for hot rolling.
  • hot rolling can be performed by charging the slab into a heating furnace without cooling it to room temperature.
  • an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after performing a slight heat retention can also be applied.
  • heating a slab it is preferable to heat to 1100 degreeC or more in order to dissolve a carbide
  • the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the rough bar after rough rolling can be heated from the viewpoint of preventing troubles during rolling when the heating temperature of the slab is lowered. Moreover, what is called a continuous rolling process which joins rough bars and performs finish rolling continuously can be applied. Further, in order to reduce the rolling load and make the shape and material uniform, it is preferable to perform lubrication rolling with a friction coefficient of 0.10 to 0.25 in all passes or a part of the finishing rolling.
  • the steel plate after winding may be removed by pickling the scale. After pickling, cold rolling, annealing, and hot dip galvanizing are performed under the above conditions.
  • N is an unavoidable impurity.
  • Tables 2 and 3 show the hot rolling conditions, the cold rolling conditions, and the annealing conditions.
  • the steel sheets produced under the conditions shown in Tables 2 and 3 were immersed in a 460 ° C. plating bath to form a hot dip galvanized layer with a coating adhesion of 35 to 45 g / m 2 , and then cooled at a cooling rate of 10 ° C./second. It cooled and obtained the hot-dip galvanized steel plate (GI).
  • GI hot-dip galvanized steel plate
  • GA galvannealed steel plate
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet or alloyed hot-dip galvanized steel sheet is subjected to skin pass rolling with a rolling reduction of 0.3%, and ferrite (F), martensite (M), tempered martensite according to the above-described method.
  • the area ratios of (TM), bainitic ferrite (BF) and retained austenite were determined.
  • average crystal grain sizes of massive martensite, tempered martensite and bainitic ferrite were determined.
  • hardness difference ⁇ Hv hardness difference ⁇ Hv, tensile properties, bending workability and impact energy absorption ability were determined.
  • ⁇ Hardness test> A test piece having a width of 10 mm and a length of 15 mm with a cross section in the direction parallel to the rolling direction was taken, and a Vickers hardness test was performed at 20 ⁇ m and 100 ⁇ m positions from the surface. The load is 50 g, 5 points are measured at each plate thickness position, the average value of 3 points Hv excluding the maximum value and the minimum value is obtained as the hardness Hv at that position, and the hardness Hv at 100 ⁇ m position to the hardness at 20 ⁇ m position A value obtained by subtracting Hv was defined as a hardness difference ⁇ Hv.
  • ⁇ Tensile test> A JIS No.
  • JIS Z2201 tensile test piece 5 tensile test piece (JIS Z2201) was taken in a direction perpendicular to the rolling direction, and subjected to a tensile test in accordance with JIS Z 2241 with a strain rate of 10 ⁇ 3 / s, yield strength (YS). The tensile strength (TS) was determined. YS was 0.2% proof stress. In addition, TS set 1180 MPa or more as the pass.
  • ⁇ Bending test> A strip-shaped test piece having a width of 35 mm and a length of 100 mm with the direction parallel to the rolling direction as the bending test axis direction was collected and subjected to a bending test.
  • a 90 ° V bending test was performed with a stroke speed of 10 mm / s, an indentation load of 10 ton, a pressing holding time of 5 seconds, and a bending radius R of 1 mm.
  • the ridge line part of the bending apex was observed with a 10-fold magnifier, and a case where a crack of 1 mm or more was observed was judged as inferior, and a crack of less than 1 mm was judged as excellent.
  • ⁇ Impact tensile test> A test piece having a parallel part width of 5 mm and a length of 7 mm with the direction perpendicular to the rolling direction as the tensile test direction was collected, and the strain rate was 2000 using an impact tensile tester applying the Hopkinson bar method.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in impact resistance and bending workability can be obtained, which contributes to the weight reduction of automobiles and has the excellent effect of greatly contributing to higher performance of automobile bodies. Play.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a TS of 1180 MPa or more and excellent impact resistance and bending workability can be obtained.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention when used for automotive parts, it contributes to reducing the weight of an automobile and greatly contributes to improving the performance of an automobile body.

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Abstract

　所定の合金組成を満足するとともに、面積率０～１０％のフェライト、面積率１５～６０％のマルテンサイト、面積率２０～５０％の焼戻しマルテンサイト、面積率２０～５０％のベイニティックフェライトからなり、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径がそれぞれ１５μｍ以下、ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値が２０％以下、全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率が５％以下、鋼板表面から深さ１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値が３０以上である、引張強度が１１８０ＭＰａ以上であり耐衝撃性および曲げ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。

Description

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、自動車用鋼板としての用途に好適な、耐衝撃性および曲げ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。
　地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつ、その軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが自動車業界においては常に重要な課題となっている。自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図るためには、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により鋼板を薄肉化することが有効である。一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工等によって成形される。このため、自動車部品用素材として用いられる高強度鋼板には所望の強度を有することに加えて、優れた成形性が要求される。
　近年、自動車車体の骨格用素材として引張強度ＴＳが１１８０ＭＰａ超級の超高強度鋼板の適用が拡大しつつある。しかしながら、このような超高強度鋼板は成形難度が高く、従来のプレス成形をそのまま適用し難いため、ロールフォーミング等の曲げ主体の加工が施されることが多い。このため、１１８０ＭＰａ超級の超高強度鋼板の適用にあたっては、曲げ加工性が最も重要な特性の一つである。また、一方で、自動車用部品素材において、重要な特性の一つとして、耐衝撃性が挙げられる。自動車の衝突時、鋼板からなる各部品が受けるひずみ速度は１０３／ｓ程度にまで達する。そのため、例えば、ピラー、メンバー、バンパー等の自動車部品においては、自動車が走行中に万一衝突した場合に乗員の安全を確保するために必要な耐衝撃性が求められる。すなわち、衝突時に上記の高いひずみ速度を受けた場合であっても優れた衝突エネルギー吸収能を発揮するような、耐衝撃性を具えた高強度鋼板を適用し、自動車の衝突安全性を確保する必要がある。
　このような要求に対して、例えば、特許文献１では成形性および耐衝撃性に優れたＴＳが１１８０ＭＰａ級の超高強度鋼板に関する技術が開示されている。また、特許文献２や特許文献３では曲げ加工性やスポット溶接性等が良好な高強度鋼板に関する技術が開示されている。
特開２０１２－３１４６２号公報 特開２０１１－１３２６０２号公報 特開２０１０－０７０８４３号公報
　しかしながら、特許文献１では、伸びや伸びフランジ性などの成形性は優れているものの、曲げ加工性については検討されていない。また、特許文献２、３では、耐衝撃性について評価しておらず、また、ＴＳが１１８０ＭＰａ超級の超高強度鋼板を想定しているわけではない。
　本発明は、かかる事情に鑑みてなされたものであって、自動車部品用素材として好適な、引張強度（ＴＳ）が１１８０ＭＰａ以上であり、耐衝撃性および曲げ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を提供することを目的とする。
　本発明者らは、上記課題を解決するために、鋼板の成分組成、組織および製造方法の観点から鋭意研究を重ねた結果、以下のことを見出した。
　特定の成分組成において、フェライトの面積率を０～１０％、ベイニティックフェライトの面積率を２０～５０％、焼戻しマルテンサイトの面積率を２０～５０％、マルテンサイトの面積率を１５～６０％とし、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径がそれぞれ１５μｍ以下であり、ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値が２０％以下であり、全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率（つまり、全マルテンサイトに対する隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率）が５％以下であり、さらに鋼板表面から深さ１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値を３０以上とすることにより、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で優れた耐衝撃性および曲げ加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることがわかった。また、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍条件を制御することにより、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で優れた耐衝撃性および曲げ加工性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることがわかった。
　本発明は、このような知見に基づきなされたもので、その要旨は以下の通りである。
［１］質量％で、Ｃ：０．１０％超え～０．１８％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．５００％、Ｃｒ：０．０１０～２．０００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５％超え～０．００３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、ミクロ組織が、面積率０～１０％のフェライト、面積率１５～６０％のマルテンサイト、面積率２０～５０％の焼戻しマルテンサイト、面積率２０～５０％のベイニティックフェライトからなり、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径がそれぞれ１５μｍ以下、ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値が２０％以下、全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率が５％以下、鋼板表面から深さ１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値が３０以上である、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［２］さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５～２．０００％、Ｖ：０．００５～２．０００％、Ｎｉ：０．００５～２．０００％、Ｃｕ：０．００５～２．０００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することを特徴とする［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［３］さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することを特徴とする［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［４］前記溶融亜鉛めっき皮膜は合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする［１］～［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
［５］［１］～［３］のいずれかに記載の成分を有するスラブに、最終仕上げパスの圧下率が１０％以上で仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、次いで６００～７００℃での滞留時間が１０秒以下となるように冷却した後、４５０℃以上～６００℃未満の巻取温度で巻取り熱延板とし、該熱延板に２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とし、該冷延板に焼鈍を施すに際し、３００℃～焼鈍温度までの温度域において、－４５～２０℃の露点および０．８０以上の空気比で０．５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度を（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃として１０～１０００秒の保持時間で保持した後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却停止温度が２００℃以上～４５０℃未満となるように冷却し、前記冷却停止温度で保持時間１秒以上～１０秒未満保持した後、４５０～５５０℃に再加熱してその温度で１０～１０００秒保持した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする［５］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　本発明によれば、自動車部品用素材として好適な、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上であり、耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　以下に、本発明の詳細を説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、特に断らない限り、「質量％」を意味する。
　１）成分組成
　Ｃ：０．１０％超え～０．１８％未満
Ｃは、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの強度を増大させ、ＴＳを上昇させるために必要な元素である。Ｃ量が０．１０％以下では、マルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの強度が低く、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を得ることができない。一方、Ｃ量が０．１８％以上では耐衝撃性が劣化する。したがって、Ｃ量は０．１０％超え～０．１８％未満とする。好ましくは０．１０％超え～０．１５％とする。
　Ｓｉ：０．０１～１．００％
Ｓｉは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｓｉ量を０．０１％以上とする必要がある。一方、１．００％を超えると、めっき性や溶接性の劣化を招く。したがって、Ｓｉ量は０．０１～１．００％とする。好ましくは０．０１～０．８０％、より好ましくは０．０１～０．６０％とする。
　Ｍｎ：１．５～４．０％
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させる。また、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させ、ＴＳを上昇させる元素である。こうした効果を得るには、Ｍｎ量を１．５％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ量が４．０％を超えると、介在物の増加が顕著になり、鋼の清浄度や耐衝撃性劣化の原因となる。したがって、Ｍｎ量は１．５～４．０％とする。好ましくは１．８～３．５％、より好ましくは２．０～３．０％とする。
　Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、粒界偏析により耐衝撃性を劣化させ、溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが望ましい。しかし、製造コストの面などから、Ｐ量は０．１００％以下とする。下限は特に規定しない。なお、Ｐ量が０．００１％未満では生産能率の低下を招くため、０．００１％以上が好ましい。
　Ｓ：０．０２０％以下
Ｓは、ＭｎＳなどの介在物として存在して、溶接性を劣化させるため、その量は極力低減することが好ましい。しかし、製造コストの面から、Ｓ量は０．０２０％以下とする。下限は特に規定しない。なお、Ｓ量が０．０００５％未満では生産能率の低下を招くため、０．０００５％以上が好ましい。
　Ａｌ：０．０１０～０．５００％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、脱酸工程で添加することが好ましい。こうした効果を得るには、Ａｌ量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ａｌ量が０．５００％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まる。したがって、Ａｌ量は０．０１０～０．５００％とする。
　Ｃｒ：０．０１０～２．０００％
Ｃｒは、フェライト変態やベイナイト変態を抑制してマルテンサイトを生成させ、ＴＳを上昇させる元素である。こうした効果を得るには、Ｃｒ量を０．０１０％以上にする必要がある。一方、Ｃｒ量が２．０００％を超えると、その効果は飽和しコストアップをまねく。したがって、Ｃｒ量は０．０１０～２．０００％とする。好ましくは０．０１０～１．５００％、より好ましくは０．０１０～１．０００％とする。
　Ｎｂ：０．００５～０．１００％
Ｎｂは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｎｂ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｎｂ量が０．１００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。したがって、Ｎｂ量は０．００５～０．１００％とする。好ましくは０．０１０～０．０８０％、より好ましくは０．０１０～０．０６０％とする。
　Ｔｉ：０．００５～０．１００％
Ｔｉは、焼鈍時にフェライトの再結晶を抑制し、結晶粒を微細化するのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｔｉ量を０．００５％以上にする必要がある。一方、Ｔｉ量が０．１００％を超えると、その効果は飽和し、コストアップをまねく。したがって、Ｔｉ量は０．００５～０．１００％とする。好ましくは０．０１０～０．０８０％、より好ましくは０．０１０～０．０６０％とする。
　Ｂ：０．０００５％超え～０．００３０％以下
Ｂは、粒界からのフェライトおよびベイナイトの核生成を抑制し、マルテンサイトを得るのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｂ量を０．０００５％超えにする必要がある。一方、Ｂ量が０．００３０％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｂ量は０．０００５％超え～０．００３０％以下とする。好ましくは０．０００５％超え～０．００２５％以下、より好ましくは０．０００５％超え～０．００２０％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
　なお、必要に応じて以下の元素の１種以上を適宜含有させることができる。
　さらに、Ｍｏ：０．００５～２．０００％、Ｖ：０．００５～２．０００％、Ｎｉ：０．００５～２．０００％、Ｃｕ：０．００５～２．０００％から選ばれる少なくとも１種を含有することができる。
Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させるため、高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ０．００５％以上にすることが好ましい。一方、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量がそれぞれ２．０００％を超えると、その効果が飽和し、コストアップを招く。したがって、Ｍｏ、Ｖ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ０．００５～２．０００％とすることが好ましい。
　また、本発明において、上記成分組成に加えて、さらにＣａ：０．００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５％から選ばれる少なくとも１種を含有することができる。
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により加工性を改善させるのに有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃａ、ＲＥＭから選ばれる少なくとも１種の元素を含有し、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１％以上とすることが好ましい。一方、Ｃａ、ＲＥＭのそれぞれの含有量が０．００５％を超えると、鋼の清浄度に悪影響を及ぼし曲げ加工性等の特性が低下するおそれがある。したがって、Ｃａ、ＲＥＭの含有量はそれぞれ０．００１～０．００５％とすることが好ましい。
　２）ミクロ組織
　フェライトの面積率：０～１０％
フェライトの面積率が１０％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳと耐衝撃性を両立することが困難となる。したがって、フェライトの面積率は１０％以下とする。好ましくは５％以下、より好ましくは２％以下とする。なお、本発明におけるフェライトとは、ポリゴナルフェライトである。
　マルテンサイトの面積率：１５～６０％
マルテンサイトは強度を上昇させる効果があり、１１８０ＭＰａのＴＳを得るためには必要である。マルテンサイトの面積率が１５％未満では、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得ることが困難となる。一方、マルテンサイトの面積率が６０％を超えると、曲げ加工性が劣化する。したがって、マルテンサイトの面積率は１５～６０％とする。好ましくは２０～５５％とする。
　焼戻しマルテンサイトの面積率：２０～５０％
焼戻しマルテンサイトは、耐衝撃性および曲げ加工性を向上させるのに有効である。焼戻しマルテンサイトの面積率が２０％未満では、こうした効果を十分に得られない。一方、５０％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得ることが困難となる。したがって、焼戻しマルテンサイトの面積率は２０～５０％とする。好ましくは２５～４５％、より好ましくは２５～４０％とする。
　ベイニティックフェライトの面積率：２０～５０％
ベイニティックフェライトは、強度や耐衝撃性を大きく低下させずに鋼の曲げ性を向上させるのに有効である。ベイニティックフェライトの面積率が２０％未満では、こうした効果を十分に得られない。一方、５０％を超えると、１１８０ＭＰａ以上のＴＳを得ることが困難となる。したがって、ベイニティックフェライトの面積率は２０～５０％とする。好ましくは２５～４５％、より好ましくは２５～４０％とする。
　塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径：それぞれ１５μｍ以下
本発明において、主体組織であるマルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトについて、いずれも微細であることが重要である。マルテンサイトのうち、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、およびベイニティックフェライトが微細であることにより、耐衝撃性および曲げ加工性が向上する。塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径がそれぞれ１５μｍを超えると、耐衝撃性および曲げ性が低下する。したがって、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径はそれぞれ１５μｍ以下とする。好ましくはそれぞれ１２μｍ以下、より好ましくはそれぞれ１０μｍ以下とする。なお、本発明における塊状マルテンサイトとは、旧オーステナイト粒界を含むマルテンサイトであり、ベイニティックフェライト中に孤立する島状マルテンサイトは含まない。
　ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値：２０％以下
ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値が２０％を超えると、曲げ加工性が劣化する。このメカニズムは明らかではないが、次のように推測される。焼戻しマルテンサイトは、ベイニティックフェライトとマルテンサイトの中間の硬さをもち、ひずみ分配の均一化に寄与していると考えられる。ベイニティックフェライトが多すぎると、焼戻しマルテンサイトの中間層の役割が不十分になり、曲げ加工性が劣化する。ベイニティックフェライトが少なすぎると、延性低下起因で曲げ加工性劣化が生じる。したがって、ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値は２０％以下とする。なお、この値は０％以下となっても問題はない。
全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率（全マルテンサイトに対する隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率）の割合が５％以下
硬質なマルテンサイトが複数隣接し、マルテンサイトが局在化すると加工や衝突等の際、不均一にひずみが導入されるため、曲げ加工性や耐衝撃性の劣化を招く。全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率の割合が５％を超えると、曲げ加工性や耐衝撃性が顕著に劣化する。したがって、全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率の割合は５％以下、好ましくは３％以下、より好ましくは２％以下とする。
　鋼板表面から深さ１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値（ΔＨｖ）：３０以上
鋼板表面から１００μm位置のビッカース硬度（Ｈｖ１００）と、鋼板表面から２０μm位置のビッカース硬度（Ｈｖ２０）との差（Ｈｖ１００－Ｈｖ２０）であるΔＨｖが３０未満では曲げ加工性が劣化する。このメカニズムは明らかではないが、次のように推測される。曲げ加工の際、亀裂が確認され始めるのは鋼板表面から１００μm程度の深さまで亀裂が伸展した時である。したがって、微小亀裂の抑制にあたっては、鋼板の平均の特性に加えて、鋼板表面から１００μm以内の特性の制御が重要であると考えられる。曲げ加工の際は鋼板の表面から内部にかけてひずみ勾配が生じる。あらかじめ鋼板表面近傍に逆の強度勾配（ひずみの大きい表層ほど低強度）を与えることで、亀裂の発生および伝播が抑制されるものと考えられる。この強度勾配を、上記ΔＨｖで表し、ΔＨｖを３０以上とすることで曲げ加工性が向上する。
　なお、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイニティックフェライト以外の相として、残留オーステナイトやパーライトを含む場合もあるが、上記のミクロ組織の条件を満たしていれば、本発明の目的は達成される。
　ここで、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことである。各相の面積率は、鋼板の板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率で３視野撮影し、得られた画像データからＭｅｄｉａ
　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社製のＩｍａｇｅ－Ｐｒｏを用いて各相の面積率を求め、３視野の面積率の平均値を各相の面積率とした。前記画像データにおいて、フェライトは黒色、ベイニティックフェライトは島状のマルテンサイトを含む黒色あるいは方位の揃った炭化物を含む灰色、焼戻しマルテンサイトは微細な方位の揃っていない炭化物を含む明灰色、マルテンサイトは白色として区別できる。
　また、ベイニティックフェライト、焼戻しマルテンサイトおよび塊状マルテンサイトの平均結晶粒径は、上記の各相の面積率を求めた画像データにおいて、視野内に占める当該相の面積の合計を、該視野内に存在する当該相の個数で除することにより、当該相の平均面積を求め、その１／２乗を平均結晶粒径とする（正方形の１辺相当（正方形近似））。
　３）製造条件
　本発明の高強度鋼板は、上記の成分組成を有するスラブに、最終仕上げパスの圧下率が１０％以上で仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、次いで６００～７００℃での滞留時間が１０秒以下となるように冷却した後、４５０℃以上～６００℃未満の巻取温度で巻取り熱延板とし、該熱延板に２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とし、該冷延板に焼鈍を施すに際し、３００℃～焼鈍温度までの温度域において、－４５～２０℃の露点および０．８０以上の空気比で０．５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、焼鈍温度を（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃として１０～１０００秒の保持時間で保持した後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却停止温度が２００℃以上～４５０℃未満となるように冷却し、前記冷却停止温度で保持時間１秒以上～１０秒未満保持した後、４５０～５５０℃に再加熱してその温度で１０～１０００秒保持した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする。
　まず、熱間圧延の各条件について説明する。
　最終仕上げパスの圧下率：１０％以上
熱間圧延の仕上げ圧延工程において、最終仕上げパスの圧下率が１０％未満では、焼鈍後の鋼板表層の硬度差ΔＨｖが３０未満となって曲げ性が劣化する。このメカニズムは明らかではないが、仕上げ圧延の圧下率が低下すると熱延板の表層組織が粗大になり、酸素の拡散経路が減少して表層付近の炭素の希薄化が抑制されるためと推測される。したがって、最終仕上げパスの圧下率は１０％以上とする。
　仕上げ圧延温度：８５０～９５０℃
最終仕上げパスの仕上げ圧延温度が８５０℃未満では、焼鈍後の鋼板表層の硬度差ΔＨｖが３０未満となって曲げ性が劣化する。このメカニズムは明らかではないが、仕上げ圧延温度が低下すると鋼板表層に伸展組織が残存するため、酸素の拡散経路が減少して表層付近の炭素の希薄化が抑制されるためと推測される。一方、９５０℃を超えると結晶粒が粗大化し、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、仕上げ圧延温度は８５０～９５０℃とする。
　６００～７００℃の滞留時間が１０秒以下となるように冷却
仕上げ圧延後の冷却において、６００～７００℃における滞留時間が１０秒を超えると、Ｂ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下する。その結果、焼鈍時のＢの効果が減退して本発明のミクロ組織が得られなくなる。したがって、６００～７００℃の滞留時間は１０秒以下とする。好ましくは、８秒以下とする。
　４５０℃以上～６００℃未満の巻取温度で巻取り
巻取温度が６００℃以上では、Ｂ炭化物等のＢを含む化合物が生成して、鋼中の固溶Ｂが低下する。その結果、焼鈍時のＢの効果が減退して本発明のミクロ組織が得られなくなる。一方、４５０℃未満では、鋼板表層への酸素の供給が抑制され、表層付近の炭素の希薄化が抑制されて、焼鈍後の鋼板表層の硬度差ΔＨｖが３０未満となり曲げ性が劣化する。したがって、巻取温度は４５０℃以上～６００℃未満とする。好ましくは、５００℃以上～６００℃未満とする。
　次に、得られた熱延板を冷間圧延する際の条件について説明する。
　２０％超えの圧下率で冷間圧延
圧下率が２０％以下では、粗大粒が生成して耐衝撃性を劣化させる。したがって、冷間圧延の圧下率は２０％超え、好ましくは３０％以上とする。なお、上限は特に規定しないが、形状の安定性等の観点から９０％以下程度が好ましい。
　次に、得られた冷延板を焼鈍する際の条件について説明する。
　３００℃～焼鈍温度までの温度域において、－４５～２０℃の露点および０．８０以上の空気比で０．５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱
３００℃～焼鈍温度までの温度域において、炉内雰囲気の露点が－４５℃未満では鋼板表層に酸素が十分供給されず、表層付近の炭素の希薄化が抑制されて、焼鈍後の鋼板表層の硬度差ΔＨｖが３０未満となって、曲げ性が劣化する。一方、露点が２０℃を超えるとめっき性が劣化する。したがって、３００℃～焼鈍温度までの露点は－４５～２０℃とする。好ましくは－４０～０℃、より好ましくは－４０～－１０℃である。
３００℃～焼鈍温度までの温度域において、酸化処理を行う際の空気比が０．８０未満では鋼板表層に酸素が十分供給されず表層付近の炭素の希薄化が抑制されて、焼鈍後の鋼板表層の硬度差ΔＨｖが３０未満となって、曲げ性が劣化する。したがって、空気比は０．８０以上、好ましくは０．９０以上、より好ましくは１．００以上とする。上限は特に規定しないが、１．５０を超えると生産性を阻害するため、１．５０以下が好ましい。なお、ここで空気比とは、製鉄所の副生ガスであるコークス炉ガス（ＣＯＧ）等の燃料と空気の比の意味である。また、この酸化処理を行う酸化炉の種類は特に限定するものではないが、直火バーナを備えた直火式の加熱炉を使用することが好適である。直火バーナとは、製鉄所の副生ガスであるコークス炉ガス（ＣＯＧ）等の燃料と空気を混ぜて燃焼させたバーナ火炎を直接鋼板表面に当てて鋼板を加熱するものである。直火バーナの燃料としては、ＣＯＧ、液化天然ガス（ＬＮＧ）等を使用できる。
３００℃～焼鈍温度までの温度域において、平均加熱速度が０．５℃／ｓ未満ではオーステナイトの結晶粒が粗大になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、平均加熱速度は０．５℃／ｓ以上とする。
　焼鈍温度を（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃として１０～１０００秒保持
焼鈍温度が（Ａｃ３変態点－２０）℃未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明のミクロ組織が得られない。一方、９５０℃を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、焼鈍温度は（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃とする。好ましくは（Ａｃ３変態点－１０）～９００℃、より好ましくはＡｃ３変態点～８８０℃とする。なお、Ａｃ３変態点は以下の式（１）から求める。
Ａｃ３変態点（℃）＝９１０－２０３×［Ｃ］０．５＋４４．７×［Ｓｉ］－３０×［Ｍｎ］－１１×［Ｃｒ］・・・（１）
ここで、［Ｃ］、［Ｓｉ］、［Ｍｎ］および［Ｃｒ］は鋼中の各元素の質量％である。
焼鈍温度である（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃での保持時間が１０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分となり、過剰なフェライトが生成して本発明のミクロ組織が得られない。一方、１０００秒を超えるとオーステナイトの結晶粒が粗大になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、保持時間は１０～１０００秒とする。好ましくは３０～６００秒とする。
　５℃／ｓ以上の平均冷却速度
平均冷却速度が５℃／ｓ未満では、冷却中にフェライトやベイナイトが過度に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。
　冷却停止温度が２００℃以上～４５０℃未満
冷却停止温度が４５０℃以上では焼戻しマルテンサイトが生じず、本発明のミクロ組織が得られない。一方、２００℃未満では焼戻しマルテンサイトが過剰になり、本発明のミクロ組織が得られない。したがって、冷却停止温度は２００℃以上～４５０℃未満とする。好ましくは２５０～４５０℃未満、より好ましくは３００～４３０℃とする。
　保持時間１秒以上～１０秒未満で保持
本発明のように焼戻しマルテンサイトが５０％以下になるような場合、冷却停止温度２００℃以上～４５０℃未満での保持時間が１秒未満では、焼戻しマルテンサイトの分布が不均一になり、耐衝撃性が劣化する。一方、１０秒以上ではベイナイト変態が過度に進行して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、保持時間は１秒以上～１０秒未満とする。
　４５０～５５０℃に再加熱してその温度で１０～１０００秒保持
４５０℃未満ではベイナイトが過度に生成して本発明のミクロ組織が得られない。一方、５５０℃を超えるとフェライトが過剰に生成して本発明のミクロ組織が得られない。したがって、４５０～５５０℃に再加熱する。
保持時間が１０秒未満ではベイナイト変態が不十分になって、本発明のミクロ組織が得られない。一方、１０００秒を超えるとベイナイト変態が過度に起きて本発明のミクロ組織が得られない。したがって、保持時間は１０～１０００秒、好ましくは３０～５００秒とする。
　次に、溶融亜鉛めっき処理の条件について説明する。
　溶融亜鉛めっき処理は、上記により得られた鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、その後、ガスワイピングなどによってめっき付着量を調整して行うことが好ましい。さらに、亜鉛めっきを合金化する際は、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上４０秒以下保持して合金化することが好ましい。亜鉛めっき浴としては、Ａｌ量が０．０８～０．１８％である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
　溶融亜鉛めっき処理または合金化処理を施した後の鋼板には、形状矯正や表面粗度の調整などを目的に、調質圧延を行うことができる。ただし、調質圧延は調圧率が０．５％を超えると表層硬化により曲げ性が劣化することがあるため、調圧率は０．５％以下にすることが好ましい。より好ましくは０．３％以下である。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
　その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、以下の条件で行うのが好ましい。
　スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましく、造塊法、薄スラブ鋳造法により製造することもできる。スラブを熱間圧延するには、スラブをいったん室温まで冷却し、その後再加熱して熱間圧延を行ってもよい。また、スラブを室温まで冷却せずに加熱炉に装入して熱間圧延を行うこともできる。あるいは、わずかの保熱を行った後に直ちに熱間圧延する省エネルギープロセスも適用できる。スラブを加熱する場合は、炭化物を溶解させたり、圧延荷重の増大を防止するため、１１００℃以上に加熱することが好ましい。また、スケールロスの増大を防止するため、スラブの加熱温度は１３００℃以下とすることが好ましい。
　スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしたときに圧延時のトラブルを防止する観点から、粗圧延後の粗バーを加熱することもできる。また、粗バー同士を接合し、仕上げ圧延を連続的に行う、いわゆる連続圧延プロセスを適用できる。また、圧延荷重の低減や形状・材質の均一化のために、仕上げ圧延の全パスあるいは一部のパスで摩擦係数が０．１０～０．２５となる潤滑圧延を行うことが好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去してもよい。酸洗後、上記の条件で冷間圧延、焼鈍、溶融亜鉛めっきが施される。
　表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、分塊圧延して鋼スラブとした。なお、表１中、Ｎは不可避的不純物である。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　これらの鋼スラブを１２００℃に加熱後粗圧延、仕上げ圧延して巻取り、熱延板とした。次いで、１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延板とし、得られた冷延板を焼鈍に供した。熱延条件、冷延条件および焼鈍条件は、表２、３に示すとおりである。表２、３に示す条件で作製した鋼板を、４６０℃のめっき浴中に浸漬し、めっき付着量３５～４５ｇ／ｍ２の溶融亜鉛めっき層を形成させた後、冷却速度１０℃／秒で冷却して溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）得た。また一部の鋼板については、溶融亜鉛めっき層を形成させた後、５３０℃で合金化処理を行い、冷却速度１０℃／秒で冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板に、圧下率０．３％のスキンパス圧延を施した後、上記した手法にしたがい、フェライト（Ｆ）、マルテンサイト（Ｍ）、焼戻しマルテンサイト（ＴＭ）、ベイニティックフェライト（ＢＦ）および残留オーステナイトの面積率をそれぞれ求めた。また、塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径をそれぞれ求めた。
また、以下の試験方法にしたがい、硬度差ΔＨｖ、引張特性、曲げ加工性および衝突エネルギー吸収能を求めた。
　＜硬度試験＞
圧延方向に対して平行方向を断面とする幅が１０ｍｍ、長さが１５ｍｍの試験片を採取し、表面から深さ２０μｍおよび１００μｍ位置について、ビッカース硬度試験を行った。荷重は５０ｇとし、各板厚位置で５点測定し、最大値と最小値を除いた３点のＨｖの平均値を、その位置における硬度Ｈｖとして求め、１００μｍ位置の硬度Ｈｖから２０μｍ位置の硬度Ｈｖを差し引いた値を硬度差ΔＨｖとした。
＜引張試験＞
圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ２２０１）を採取し、歪速度が１０－３／ｓとするＪＩＳ　Ｚ　２２４１の規定に準拠した引張試験を行い、降伏強さ（ＹＳ）および引張強度（ＴＳ）を求めた。ＹＳは０．２％耐力とした。なお、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上を合格とした。
＜曲げ試験＞
圧延方向に対して平行方向を曲げ試験軸方向とする、幅が３５ｍｍ、長さが１００ｍｍの短冊形の試験片を採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度を１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重を１０ｔｏｎ、押付け保持時間を５秒、曲げ半径Ｒを１ｍｍとして、９０°Ｖ曲げ試験を行った。曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、１ｍｍ以上の亀裂が認められたものを劣、亀裂が１ｍｍ未満のものを優として判定した。
＜衝撃引張試験＞
圧延方向に対して直角方向を引張試験方向とする、平行部の幅が５ｍｍ、長さが７ｍｍの試験片を採取し、ホプキンソン棒法を応用した衝撃引張試験機を用いて、ひずみ速度が２０００／ｓで引張試験を行った。ひずみ量が５％までの吸収エネルギー（ＡＥ）を求めて、衝突エネルギー吸収能（耐衝撃性）を評価した（社会法人日本鉄鋼協会「鉄と鋼」ｖｏｌ．８３（１９９７）Ｎｏ．１１，ｐ．７４８－７５３、参照）。なお、上記吸収エネルギー（ＡＥ）は、応力真ひずみ曲線を、ひずみ量が０～５％の範囲を積分することにより求めた。なお、ＡＥ／ＴＳが０．０５０Ｊ／ｍ３・Ｐａ以上を合格とした。
　結果を表４、５に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　いずれの発明例も、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、ＡＥ／ＴＳが０．０５０Ｊ／ｍ３・Ｐａ以上の優れた耐衝撃性および曲げ性を有することが確認できる。
　したがって、本発明によれば、耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られ、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与するという優れた効果を奏する。
　本発明によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で耐衝撃性および曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を自動車用部品用途に使用すると、自動車の軽量化に寄与し、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

Claims (6)

  1. 　質量％で、Ｃ：０．１０％超え～０．１８％未満、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．５００％、Ｃｒ：０．０１０～２．０００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５％超え～０．００３０％以下を含み、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、
    ミクロ組織が、面積率０～１０％のフェライト、面積率１５～６０％のマルテンサイト、面積率２０～５０％の焼戻しマルテンサイト、面積率２０～５０％のベイニティックフェライトからなり、
    塊状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびベイニティックフェライトの平均結晶粒径がそれぞれ１５μｍ以下、
    ベイニティックフェライトの面積率から焼戻しマルテンサイトの面積率を差し引いた値が２０％以下、
    全マルテンサイトの面積率に占める隣接相がマルテンサイトのみからなるマルテンサイトの面積率が５％以下であり、
    鋼板表面から深さ１００μｍ位置のビッカース硬度から、鋼板表面から深さ２０μｍ位置のビッカース硬度を差し引いた値が３０以上である、鋼板の表面に溶融亜鉛めっき皮膜を有することを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　さらに、質量％で、Ｍｏ：０．００５～２．０００％、Ｖ：０．００５～２．０００％、Ｎｉ：０．００５～２．０００％、Ｃｕ：０．００５～２．０００％から選ばれる少なくとも一種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１～０．００５％、ＲＥＭ：０．００１～０．００５％から選ばれる少なくとも一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に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記溶融亜鉛めっき皮膜は合金化溶融亜鉛めっき皮膜であることを特徴とする請求項１～３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　請求項１～３のいずれかに記載の成分を有するスラブに、
    最終仕上げパスの圧下率が１０％以上で仕上げ圧延温度を８５０～９５０℃として熱間圧延を施し、
    次いで６００～７００℃での滞留時間が１０秒以下となるように冷却した後、
    ４５０℃以上～６００℃未満の巻取温度で巻取り熱延板とし、
    該熱延板に２０％超えの圧下率で冷間圧延して冷延板とし、
    該冷延板に焼鈍を施すに際し、
    ３００℃～焼鈍温度までの温度域において、－４５～２０℃の露点および０．８０以上の空気比で０．５℃／ｓ以上の平均加熱速度で加熱し、
    焼鈍温度を（Ａｃ３変態点－２０）～９５０℃として１０～１０００秒の保持時間で保持した後、５℃／ｓ以上の平均冷却速度で冷却停止温度が２００℃以上～４５０℃未満となるように冷却し、前記冷却停止温度で保持時間１秒以上～１０秒未満保持した後、４５０～５５０℃に再加熱してその温度で１０～１０００秒保持した後、溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　溶融亜鉛めっき処理後、さらに合金化処理を施すことを特徴とする請求項５に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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EP14871118.7A EP3085802B1 (en) 2013-12-18 2014-12-01 High strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
MX2016007948A MX380136B (es) 2013-12-18 2014-12-01 Lámina de acero galvanizada por inmersión en caliente de alta resistencia y método para la producción de la misma.
CN201480068976.0A CN105829563B (zh) 2013-12-18 2014-12-01 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
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Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017108251A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Voestalpine Stahl Gmbh High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
EP3409807A4 (en) * 2016-01-27 2019-01-16 JFE Steel Corporation HIGH-FIXED GALVANIZED STEEL PLATE WITH A HIGH DEFLECTOR RATIO AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
EP3418418A4 (en) * 2016-03-31 2019-01-16 JFE Steel Corporation THIN STEEL PLATE, PLATED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING HOT-ROLLED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING COLD-ROLLED SOLID STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING THIN STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL PLATE
CN116179941A (zh) * 2022-12-09 2023-05-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种低成本含硼780MPa级热镀锌双相钢及其制备方法

Families Citing this family (38)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5858032B2 (ja) * 2013-12-18 2016-02-10 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US10544477B2 (en) 2014-07-25 2020-01-28 Jfe Steel Corporation Method for manufacturing high-strength galvanized steel sheet
MX2018001080A (es) * 2015-07-29 2018-05-07 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio, lamina de acero recubierta, metodo para la fabricacion de lamina de acero laminada en frio, y metodo para la fabricacion de lamina de acero recubierta.
KR101736620B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 구멍확장성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101736619B1 (ko) * 2015-12-15 2017-05-17 주식회사 포스코 화성처리성 및 굽힘가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
KR101767762B1 (ko) * 2015-12-22 2017-08-14 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
KR102170060B1 (ko) * 2016-01-27 2020-10-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고항복비형 고강도 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
WO2017138384A1 (ja) * 2016-02-10 2017-08-17 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
MX2018011878A (es) * 2016-03-31 2019-01-10 Jfe Steel Corp Chapa de acero, chapa de acero revestida, metodo de produccion de chapa de acero laminada en caliente, metodo de produccion de chapa de acero dura laminada en frio, metodo de produccion de chapa de acero y metodo de produccion de chapa de acero revestida.
US11136636B2 (en) 2016-03-31 2021-10-05 Jfe Steel Corporation Steel sheet, plated steel sheet, method of production of hot-rolled steel sheet, method of production of cold-rolled full hard steel sheet, method of production of steel sheet, and method of production of plated steel sheet
MX2019001148A (es) 2016-08-10 2019-06-10 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para su fabricacion.
KR101967959B1 (ko) * 2016-12-19 2019-04-10 주식회사 포스코 굽힘 가공성이 우수한 초고강도 강판 및 이의 제조방법
WO2018115936A1 (en) 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
WO2018115935A1 (en) * 2016-12-21 2018-06-28 Arcelormittal Tempered and coated steel sheet having excellent formability and a method of manufacturing the same
CN108240943A (zh) * 2016-12-24 2018-07-03 青海大学 一种用纳米压痕检测冷轧金属薄板法向应变均匀性的方法
US10895002B2 (en) 2017-01-30 2021-01-19 Nippon Steel Corporation Steel sheet
JP6414246B2 (ja) 2017-02-15 2018-10-31 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
MX2019009598A (es) * 2017-02-20 2019-10-02 Nippon Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia.
US11408046B2 (en) 2017-02-20 2022-08-09 Nippon Steel Corporation High strength steel sheet
CN111936650B (zh) 2018-03-30 2022-04-08 杰富意钢铁株式会社 高强度镀锌钢板、高强度部件和它们的制造方法
WO2020090302A1 (ja) * 2018-10-31 2020-05-07 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度部材、高強度部材の製造方法及び高強度部材用鋼板の製造方法
SE542893C2 (en) * 2018-11-30 2020-08-18 Voestalpine Stahl Gmbh A resistance spot welded joint comprising a zinc coated ahss steel sheet
KR102165223B1 (ko) 2018-12-19 2020-10-13 주식회사 포스코 열간성형 후 충격특성이 우수한 열간성형용 도금강판, 열간성형 부재 및 이들의 제조방법
KR102658163B1 (ko) * 2019-03-22 2024-04-19 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
WO2020196060A1 (ja) 2019-03-28 2020-10-01 日本製鉄株式会社 高強度鋼板
EP3992315B1 (en) 2019-06-28 2025-01-15 Nippon Steel Corporation Steel sheet
MX2022006955A (es) * 2019-12-19 2022-07-12 Nippon Steel Corp Lamina de acero y metodo de fabricacion de la misma.
KR102838553B1 (ko) 2019-12-20 2025-07-28 주식회사 포스코 표면품질과 전기저항 점 용접성이 우수한 고강도 용융아연도금 강판 및 그 제조방법
JP7095804B2 (ja) 2020-02-21 2022-07-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2021176249A1 (en) * 2020-03-02 2021-09-10 Arcelormittal High strength cold rolled and galvannealed steel sheet and manufacturing process thereof
EP4123045A4 (en) 2020-03-16 2023-04-26 Nippon Steel Corporation Steel plate
KR102461164B1 (ko) * 2020-12-16 2022-11-02 주식회사 포스코 항복강도 및 굽힘특성이 우수한 초고강도 냉연강판 및 그 제조방법
TWI768666B (zh) * 2021-01-20 2022-06-21 中國鋼鐵股份有限公司 高成形性冷軋鋼材及其製造方法
WO2022254847A1 (ja) * 2021-05-31 2022-12-08 日本製鉄株式会社 鋼板
KR102606996B1 (ko) 2021-11-25 2023-11-29 현대제철 주식회사 굽힘 가공성이 우수한 고강도 강판 및 그 제조방법
WO2024105429A1 (en) * 2022-11-14 2024-05-23 Arcelormittal High toughness press-hardened steel part and method of manufacturing the same
CN117187709A (zh) * 2023-09-11 2023-12-08 湖南华菱涟源钢铁有限公司 一种不同屈服强度的590MPa级热镀锌双相钢及其制备方法
JP7685099B1 (ja) * 2024-07-05 2025-05-28 Ａｇｃ株式会社 複合金属シアン化物錯体触媒及びポリエーテル化合物の製造方法

Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010070843A (ja) 2008-08-19 2010-04-02 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
JP2011132602A (ja) 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、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
JP2012031462A (ja) 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2012229466A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Jfe Steel Corp 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
JP2013216946A (ja) * 2012-04-10 2013-10-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鋼板の製造方法
JP5327140B2 (ja) * 2010-06-01 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板の冷却方法
JP2013227654A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、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、ならびにそれらの製造方法

Family Cites Families (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2013051238A1 (ja) * 2011-10-04 2013-04-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法

Patent Citations (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010070843A (ja) 2008-08-19 2010-04-02 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
JP2011132602A (ja) 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、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
JP5327140B2 (ja) * 2010-06-01 2013-10-30 新日鐵住金株式会社 熱間圧延鋼板の冷却方法
JP2012031462A (ja) 2010-07-29 2012-02-16 Jfe Steel Corp 成形性および耐衝撃性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2012229466A (ja) * 2011-04-26 2012-11-22 Jfe Steel Corp 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
JP2013227654A (ja) * 2012-03-29 2013-11-07 Kobe Steel Ltd 成形性および形状凍結性に優れた、高強度冷延鋼板、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、ならびにそれらの製造方法
JP2013216946A (ja) * 2012-04-10 2013-10-24 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp 鋼板の製造方法

Non-Patent Citations (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Title
TETSU TO HAGANE, vol. 83, no. 11, 1997, pages 748 - 753

Cited By (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2017108251A1 (en) 2015-12-21 2017-06-29 Voestalpine Stahl Gmbh High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
US11236414B2 (en) 2015-12-21 2022-02-01 Voestalpine Stahl Gmbh High strength galvannealed steel sheet and method of producing such steel sheet
EP3409807A4 (en) * 2016-01-27 2019-01-16 JFE Steel Corporation HIGH-FIXED GALVANIZED STEEL PLATE WITH A HIGH DEFLECTOR RATIO AND METHOD FOR THE PRODUCTION THEREOF
EP3418418A4 (en) * 2016-03-31 2019-01-16 JFE Steel Corporation THIN STEEL PLATE, PLATED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING HOT-ROLLED STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING COLD-ROLLED SOLID STEEL PLATE, METHOD FOR PRODUCING THIN STEEL PLATE AND METHOD FOR PRODUCING PLATED STEEL PLATE
US11230744B2 (en) 2016-03-31 2022-01-25 Jfe Steel Corporation Steel sheet, plated steel sheet, method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full hard steel sheet, method for producing steel sheet, and method for producing plated steel sheet
CN116179941A (zh) * 2022-12-09 2023-05-30 攀钢集团攀枝花钢铁研究院有限公司 一种低成本含硼780MPa级热镀锌双相钢及其制备方法

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