WO2016113789A1 - 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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長谷川　寛
英之 木村
船川　義正
洋一 牧水
善継 鈴木
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Ｊｆｅスチール株式会社
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    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
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    • 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
    • C23C30/00—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process
    • C23C30/005—Coating with metallic material characterised only by the composition of the metallic material, i.e. not characterised by the coating process on hard metal substrates
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    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet and a method for producing the same.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is suitable for use as a steel sheet for automobiles.
  • Patent Document 1 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in bending workability by controlling precipitates, and a technology for controlling a cooling rate before solidification of molten steel, an annealing temperature in annealing, and a subsequent cooling rate as a manufacturing method thereof. It is disclosed.
  • Patent Document 2 discloses a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in ductility and bendability by controlling the balance of Si and Al, residual ⁇ and Vickers hardness just below the surface, and the manufacturing method of finishing temperature and winding temperature.
  • a technique for controlling the annealing temperature range, the cooling rate after annealing, the cooling stop temperature, and the cooling stop holding time is disclosed.
  • precipitation strengthened steel has high yield strength (YS), but is not excellent in uniform elongation (UEL), and there is no knowledge in a region where TS is 1180 MPa or more. Furthermore, there is no knowledge to improve the material by performing annealing multiple times.
  • the tensile strength is as low as less than 900 MPa, and there is room for improvement. In addition, there is no knowledge to improve the material by performing annealing multiple times.
  • TS It is an object to be solved by the present invention to provide a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a high YS of 1180 MPa or more and excellent in uniform elongation and bendability and a method for producing the same.
  • C 0.15% to 0.25%
  • Si 0.50% to 2.5%
  • Mn 2.3% to 4.0%
  • Al 0.01% or more 2.5% or less
  • hot rolling, cold rolling and annealing are performed under appropriate conditions, and in terms of area ratio, tempered martensite phase: 30% to 73%, ferrite phase: 25% to 68%, retained austenite Phase: 2% or more and 20% or less, other phase: 10% or less (including 0%), and martensite phase: 3% or less (including 0%) as the other phase, bainitic ferrite
  • the phase less than 5% (including 0%)
  • the average crystal grain size of the tempered martensite phase is 8 ⁇ m or less
  • the amount of C in the residual austenite phase is less than 0.7% by mass
  • TS is 1180 MPa or more
  • YS is 850 MPa or more
  • uniform Beauty can achieve 7.0% or more and excellent bendability.
  • the present invention has been made on the basis of such knowledge, and the gist thereof is as follows.
  • the component composition further contains at least one element selected from Ca: 0.001% to 0.005% and REM: 0.001% to 0.005% in mass% [1] ] To the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to any one of [3].
  • the slab having the component composition according to any one of [1] to [4] is set to a temperature of 1100 ° C. or higher, hot-rolled at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher to produce a hot-rolled steel sheet, and 550 ° C. or lower.
  • the galvanizing step includes galvanizing, further performing a plating alloying treatment in which a temperature range of 460 ° C. to 580 ° C. is maintained for 1 second to 120 seconds, and then cooling to room temperature [7] ]
  • the “high-strength hot-dip galvanized steel sheet” is a steel sheet having a tensile strength of 1180 MPa or more, and includes not only hot-dip galvanized steel sheets but also galvannealed steel sheets.
  • “Hot galvanizing” includes not only hot dip galvanizing but also galvannealed alloying. In addition, when it is necessary to distinguish between a hot-dip galvanized steel sheet and an alloyed hot-dip galvanized steel sheet, these steel sheets are described separately.
  • TS 1180 MPa or more, high YS of 850 MPa or more, uniform elongation of 7.0% or more, and excellent bending with a crack of 0.5 mm or less when bent at a bending radius of 2.0 mm
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having properties can be obtained.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet is suitable as a material for automobile parts.
  • Component composition C 0.15% or more and 0.25% or less C is an element necessary for increasing TS by generating a martensite phase or increasing the hardness of the martensite phase. . Further, it is an element necessary for stabilizing the retained austenite phase and obtaining uniform elongation. If the amount of C is less than 0.15%, the strength of the martensite phase is low and the residual austenite phase is not sufficiently stabilized, so it is difficult to achieve both TS of 1180 MPa or more and uniform elongation of 7.0% or more. is there. On the other hand, when the amount of C exceeds 0.25%, the deterioration of bendability becomes remarkable. Therefore, the C content is 0.15% or more and 0.25% or less. Regarding the content, the lower limit side is preferably 0.16% or more. The upper limit side is preferably 0.22% or less.
  • Si 0.50% or more and 2.5% or less
  • Si is an element effective for increasing TS by solid solution strengthening of steel. Further, it is an effective element for obtaining a retained austenite phase by suppressing the formation of cementite. In order to obtain such an effect, the Si amount needs to be 0.50% or more.
  • the Si content is 0.50% or more and 2.5% or less. Preferably it is 0.50% or more and 2.0% or less, more preferably 0.50% or more and 1.8% or less.
  • Mn 2.3% or more and 4.0% or less
  • Mn is an element that raises TS by solid solution strengthening of steel, suppresses ferrite transformation and bainite transformation, generates martensite phase, and raises TS. is there. Moreover, it is an element which stabilizes an austenite phase and improves uniform elongation. In order to sufficiently obtain such an effect, the Mn content needs to be 2.3% or more. On the other hand, if the amount of Mn exceeds 4.0%, the increase of inclusions becomes remarkable, causing deterioration of bendability. Therefore, the amount of Mn is set to 2.3% to 4.0%. Preferably they are 2.3% or more and 3.8% or less, More preferably, they are 2.3% or more and 3.5% or less.
  • P 0.100% or less P is desirably reduced as much as possible because P degrades bendability and weldability due to grain boundary segregation.
  • the upper limit of the amount of P is 0.100%.
  • P amount is preferably 0.050% or less, and more preferably 0.020% or less.
  • the lower limit is not particularly defined, but if it is less than 0.001%, the production efficiency is lowered, so 0.001% or more is preferable.
  • S 0.02% or less S is present as inclusions such as MnS, and deteriorates weldability. Therefore, the amount is preferably reduced as much as possible.
  • the upper limit of the amount of S is acceptable up to 0.02%.
  • the S amount is preferably 0.0040% or less.
  • the lower limit is not particularly specified, but if it is less than 0.0005%, the production efficiency is lowered, so 0.0005% or more is preferable.
  • Al 0.01% or more and 2.5% or less
  • Al is an element effective for stabilizing the austenite phase and obtaining a retained austenite phase. If the Al content is less than 0.01%, the austenite phase cannot be stabilized and a residual austenite phase cannot be obtained. On the other hand, if the Al content exceeds 2.5%, not only the risk of slab cracking during continuous casting increases, but also the ferrite phase is excessively formed during annealing, making it difficult to achieve both TS: 1180 MPa and bendability. . Therefore, the Al content is 0.01% or more and 2.5% or less. From the viewpoint of suppressing excessive formation of the ferrite phase, it is preferably 0.01% to 1.0%, more preferably 0.01% to 0.6%.
  • the balance is Fe and inevitable impurities, but one or more of the following elements can be appropriately contained as necessary.
  • At least one element selected from Cr: 0.01% to 2.0%, Ni: 0.01% to 2.0%, Cu: 0.01% to 2.0%, Cr, Ni, Cu Is an element effective in increasing the strength by generating a low-temperature transformation phase such as martensite phase.
  • the content of at least one element selected from Cr, Ni, and Cu is set to 0.01% or more.
  • the respective contents of Cr, Ni and Cu exceed 2.0%, the effect is saturated. Therefore, when these elements are contained, the contents of Cr, Ni, and Cu are 0.01% or more and 2.0% or less, respectively.
  • the lower limit is preferably 0.1% or more.
  • the upper limit side is preferably 1.0% or less.
  • B 0.0002% or more and 0.0050% or less B is an element effective to segregate at the grain boundary, suppress the formation of ferrite phase and bainite phase, and promote the formation of martensite phase.
  • the B content needs to be 0.0002% or more.
  • the amount of B exceeds 0.0050%, the effect is saturated and the cost is increased. Therefore, when it contains B, the amount of B shall be 0.0002% or more and 0.0050% or less.
  • the lower limit of the content is preferably 0.0005% or more.
  • the upper limit side is preferably 0.0030% or less, more preferably 0.0020% or less.
  • At least one element selected from Ca: 0.001% or more and 0.005% or less, REM: 0.001% or more and 0.005% or less improves formability by controlling the form of sulfides. It is an effective element.
  • the content of at least one element selected from Ca and REM is set to 0.001% or more.
  • the respective contents of Ca and REM exceed 0.005%, the cleanliness of the steel may be adversely affected and the properties may be reduced. Therefore, when it contains these elements, content of Ca and REM shall be 0.001% or more and 0.005% or less.
  • the area ratio of the tempered martensite phase is 30% or more and 73% or less.
  • the lower limit side is preferably 40% or more.
  • the upper limit side is preferably 70% or less, and more preferably 65% or less.
  • the area ratio of the ferrite phase is 25% or more and 68% or less. If the area ratio of the ferrite phase is less than 25%, the uniform elongation of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 68%, YS of the present invention cannot be obtained. Therefore, the area ratio of the ferrite phase is 25% or more and 68% or less.
  • the lower limit side is preferably 35% or more.
  • the upper limit side is preferably 60% or less. In the present invention, an unrecrystallized ferrite phase that is not preferable for ductility and bendability is not included in the ferrite phase.
  • the area ratio of retained austenite phase 2% or more and 20% or less If the area ratio of the retained austenite phase is less than 2%, it is difficult to achieve both high strength of TS: 1180 MPa and uniform elongation of 7.0%. On the other hand, if it exceeds 20%, the bendability deteriorates. Therefore, the area ratio of the retained austenite phase is 2% or more and 20% or less. Regarding the area ratio, the lower limit side is preferably 3% or more. The upper limit side is preferably 15% or less.
  • the steel sheet structure of the present invention may consist of three phases, a tempered martensite phase, a ferrite phase and a retained austenite phase. Further, if the area ratio is 10% or less, other phases are acceptable. Since the other phase is not preferable in terms of bendability and TS, the area ratio is set to 10% or less. Preferably it is less than 5%, more preferably less than 3%. Examples of the other phases include a martensite phase, bainitic ferrite phase, pearlite phase, and non-recrystallized ferrite phase.
  • the martensite phase and bainitic ferrite phase further define an allowable area ratio for the following reasons.
  • Martensite area ratio 3% or less (including 0%)
  • the area ratio of the martensite phase exceeds 3%, the deterioration of bendability becomes remarkable. Therefore, the area ratio of martensite is 3% or less. Preferably it is 2% or less, More preferably, it is 1% or less.
  • Area ratio of bainitic ferrite phase less than 5% (including 0%) If the area ratio of the bainitic ferrite phase is 5% or more, it is difficult to achieve both high strength of TS: 1180 MPa and uniform elongation of 7.0% or more. Therefore, the area ratio of the bainitic ferrite phase is less than 5%.
  • Average crystal grain size of tempered martensite phase 8 ⁇ m or less
  • the average crystal grain size of tempered martensite is 8 ⁇ m or less.
  • the average crystal grain size is preferably 4 ⁇ m or less.
  • the crystal grains of the tempered martensite phase are crystal grains of the tempered martensite phase surrounded by the prior austenite phase grain boundaries and grain boundaries between the tempered martensite phase and other phases such as ferrite phase and bainitic ferrite phase. is there.
  • C content in residual austenite phase less than 0.7% by mass
  • TS high strength of 1180 MPa or more and uniform elongation. Coexistence of 0% or more becomes difficult. Therefore, the amount of C in the retained austenite phase is less than 0.7% by mass. Preferably it is 0.6 mass% or less. In the present invention, the amount of C in the retained austenite phase is a value determined from X-ray diffraction.
  • the area ratio of martensite phase, tempered martensite phase, ferrite phase, bainitic ferrite phase, pearlite phase, non-recrystallized ferrite phase is the ratio of the area of each phase in the observed area.
  • These area ratios are obtained by cutting a sample from the steel sheet after the final manufacturing process, polishing the cross section parallel to the rolling direction, corroding with 3% nital, and locating the thickness 1/4 position in the steel sheet under the galvanized layer. Three fields of view were taken with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 1500 times, and the area ratio of each phase was obtained from the obtained image data using Image-Pro made by Media Cybernetics, and the average area ratio of the field of view was calculated.
  • SEM scanning electron microscope
  • the ferrite phase is black
  • the martensite phase is white without carbide
  • the tempered martensite phase is gray with carbide
  • the bainitic ferrite phase is dark gray with carbide or island martensite phase
  • the pearlite phase Can be distinguished as black and white layers.
  • the non-recrystallized ferrite phase is distinguished from the ferrite phase as a black color including subgrain boundaries.
  • the island martensite phase is a tempered martensite phase
  • the island martensite phase is determined as an tempered martensite phase.
  • the average crystal grain size of the tempered martensite phase is obtained by dividing the total area of the tempered martensite phase of the visual field by the number of the tempered martensite phases to obtain the average area of the image data obtained by calculating the area ratio. The square was taken as the average particle size.
  • the area ratio of the residual austenite phase was ground by chemical polishing so that the steel plate after the final production process was ground so that the 1/4 position of the thickness of the steel plate under the galvanized layer was the measurement surface.
  • the 1/4 position plane of the plate thickness using the K ⁇ ray of Mo with an X-ray diffractometer, the (200) plane, (220) plane, (311) plane of fcc iron (austenite phase), and bcc iron (ferrite phase) ) Of (200) plane, (211) plane, and (220) plane are measured, and the integral reflection intensity from each surface of bcc iron (ferrite phase) is integrated from each surface of fcc iron (austenite phase).
  • the volume ratio is obtained from the intensity ratio of the reflection intensity, and the volume ratio value is defined as the area ratio value.
  • the amount of C in the retained austenite phase is calculated from the shift amount of the diffraction peak on the (220) plane by the following formula using Co K ⁇ rays with an X-ray diffractometer.
  • a is the lattice constant ( ⁇ ) of austenite
  • ⁇ is a value (rad) obtained by dividing the diffraction peak angle of the (220) plane by 2
  • [M] is mass% of the element M in the austenite (elements not contained are 0).
  • the mass% of the element M in the retained austenite phase is the mass% of the entire steel.
  • the use of the high-strength hot-dip galvanized steel plate of the present invention is not particularly limited, but is preferably used for automobile parts.
  • the plate thickness (not including the plating layer) of the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is not particularly limited, but is preferably 0.4 mm or more and 3.0 mm or less.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is, for example, a slab having the above component composition at a temperature of 1100 ° C. or higher, hot-rolled at a finish rolling temperature of 800 ° C. or higher to manufacture a hot-rolled steel sheet, Up to a hot rolling step of winding at a winding temperature of 550 ° C. or lower, a cold rolling step of cold rolling at a cumulative rolling reduction of more than 20% to produce a cold rolled steel sheet, and an annealing temperature of 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower.
  • Hot rolling process slab temperature When the slab temperature is 1100 ° C. or higher and lower than 1100 ° C., the carbide remains undissolved and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the slab heating temperature is 1100 ° C. or higher. In order to prevent an increase in scale loss, the heating temperature of the slab is preferably 1300 ° C. or lower.
  • the temperature of the material to be rolled such as slab is defined as the surface temperature at the center of the width and the center of the length of the material to be rolled such as slab.
  • the slab is preferably produced by a continuous casting method in order to prevent macro segregation, but can also be produced by an ingot-making method or a thin slab casting method.
  • To hot-roll the slab the slab may be cooled to room temperature and then re-heated for hot rolling, or the slab may be charged in a heating furnace without being cooled to room temperature. Can also be done.
  • an energy saving process in which hot rolling is performed immediately after performing a slight heat retention can also be applied.
  • Finishing rolling temperature 800 ° C. or more
  • the finish rolling temperature is 800 ° C. or higher.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly limited, and is preferably 950 ° C. or lower.
  • the rough bar after rough rolling can be heated from the viewpoint of preventing troubles during rolling even if the heating temperature of the slab is lowered.
  • a continuous rolling process which joins rough bars and performs finish rolling continuously can be applied.
  • finish rolling may increase anisotropy and reduce workability after cold rolling and annealing, it is preferably performed at a finishing temperature equal to or higher than the Ar 3 transformation point.
  • Winding temperature 550 ° C. or less
  • a soft phase such as a ferrite phase or a pearlite phase
  • the winding temperature is set to 550 ° C. or lower.
  • the lower limit is not particularly specified, but if it is less than 400 ° C., the plate shape deteriorates, so 400 ° C. or higher is preferable.
  • the steel sheet after winding is subjected to cold rolling, pre-annealing, main annealing, hot dip galvanizing, tempering and the like under the above conditions after removing the scale by pickling.
  • a structure is formed by a preliminary annealing process, a main annealing process, and a tempering process.
  • the pre-annealing step after an austenite phase is formed, cooling is performed so as to suppress soft structures such as a ferrite phase and a pearlite phase, and a hard structure including a bainite phase and a martensite phase is formed.
  • the main annealing step an austenite phase is finely generated on the basis of the hard structure by controlling the rate of temperature rise and annealing temperature. Further, the bainite phase is suppressed by cooling and holding control to form a residual austenite phase and a martensite phase with less C.
  • the martensite phase is tempered to form a tempered martensite phase.
  • annealing temperature 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower If the annealing temperature in the pre-annealing step is lower than 800 ° C., the austenite phase is not sufficiently generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 1000 ° C., the austenite grains become coarse and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the annealing temperature in the preliminary annealing step is set to 800 ° C. or higher and 1000 ° C. or lower. Preferably they are 800 degreeC or more and 930 degrees C or less.
  • the annealing holding time of the pre-annealing holding for 10 seconds or more at the annealing temperature is less than 10 seconds, austenite is not sufficiently generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the annealing holding time in the preliminary annealing step is 10 seconds or more.
  • the annealing holding time for preliminary annealing is not particularly limited, and is preferably 500 seconds or less.
  • Average cooling rate 5 ° C./s or more If the average cooling rate from the annealing temperature to 550 ° C. is less than 5 ° C./s, a ferrite phase or a pearlite phase is generated during cooling, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate up to 550 ° C. is set to 5 ° C./s or more. Preferably it is 8 degrees C / s or more.
  • “s” in the unit of average heating rate and average cooling rate means “second”.
  • Cooling stop temperature 550 ° C. or less
  • the cooling stop temperature at an average cooling rate of 5 ° C./s or more exceeds 550 ° C., a large amount of ferrite phase or pearlite phase is generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the cooling stop temperature at an average cooling rate of 5 ° C./s or higher is set to 550 ° C. or lower.
  • the cooling rate in the range below 550 degreeC is not specifically limited, It is good also as less than 5 degreeC / s.
  • the lower limit of the cooling stop temperature can be adjusted as appropriate, and is preferably 0 ° C. or higher.
  • reheating may be performed after cooling in the preliminary annealing step.
  • the reheating temperature is preferably 50 to 550 ° C. from the viewpoint of suppressing the ferrite phase and the pearlite phase. From the viewpoint of suppressing the ferrite phase and pearlite phase, the holding time at the reheating temperature is preferably 1 to 1000 seconds. After preliminary annealing, cool to 50 ° C or lower.
  • an average heating rate shall be 10 degrees C / s or less.
  • the average heating rate is a value obtained by dividing the temperature difference between the annealing temperature and 200 ° C. by the heating time from 200 ° C. to the annealing temperature.
  • the annealing temperature is 680 ° C. or higher and 790 ° C. or lower and the annealing temperature is lower than 680 ° C.
  • the austenite phase is not sufficiently generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained.
  • the annealing temperature is set to 680 ° C. or higher and 790 ° C. or lower. Preferably they are 700 degreeC or more and 790 degrees C or less.
  • the annealing holding time is 30 to 1000 seconds.
  • the lower limit side is preferably 60 seconds or longer.
  • the upper limit side is preferably 600 seconds or less.
  • the average cooling rate from the annealing temperature to the cooling stop temperature is less than 1.0 ° C./s when the average cooling rate is 1.0 ° C./s or more, a large amount of ferrite phase, pearlite phase, or bainite phase is generated during cooling. Steel sheet structure cannot be obtained. Therefore, the average cooling rate is set to 1.0 ° C./s or more.
  • the upper limit of the average cooling rate is not particularly limited and can be adjusted as appropriate. Preferably, it is 100 degrees C / s or less.
  • Cooling stop temperature 460 ° C. or more and 550 ° C. or less
  • the cooling stop temperature at an average cooling rate of 1.0 ° C./s or more is less than 460 ° C.
  • a large amount of bainite phase is generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained.
  • the cooling stop temperature is set to 460 ° C. or more and 550 ° C. or less.
  • Cooling stop holding time 500 seconds or less
  • the cooling stop holding time exceeds 500 seconds, a large amount of bainite and pearlite are generated, and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the cooling stop holding time is set to 500 seconds or less.
  • the lower limit of the cooling stop holding time is not particularly limited, can be appropriately adjusted, and may not be held.
  • the cooling stop holding time means the time from after cooling to 550 ° C. or lower after annealing to immersion in the galvanizing bath, and it is not necessary to hold the temperature at the cooling stop strictly after the cooling stop, If it exists in the temperature range of 460 degreeC or more and 550 degrees C or less, it can cool or raise temperature.
  • the plating treatment is preferably performed by immersing the steel plate obtained as described above in a zinc plating 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 120 seconds. For the galvanization, it is preferable to use a galvanizing bath having an Al content of 0.08% by mass or more and 0.25% by mass or less.
  • the steel sheet after galvanization can be subjected to various coating treatments such as resin and oil coating.
  • Tempering Step Tempering temperature: 50 ° C. or higher and 400 ° C. or lower If the tempering temperature is lower than 50 ° C., the tempering of the martensite phase becomes insufficient and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 400 ° C., the austenite phase is decomposed and the steel sheet structure of the present invention cannot be obtained. Therefore, the tempering temperature is set to 50 ° C. or more and 400 ° C. or less. Regarding the tempering temperature, the lower limit is preferably 100 ° C. or higher. The upper limit side is preferably 350 ° C. or lower.
  • the tempering treatment either a continuous annealing furnace or a box-type annealing furnace may be used.
  • the tempering time is preferably 24 hours or less from the viewpoint of suppressing adhesion.
  • Elongation ratio of temper rolling process 0.05% or more and 1.00% or less
  • This temper rolling increases YS.
  • the elongation rate should be 0.05% or more.
  • the uniform elongation may decrease. Therefore, when performing a temper rolling process, the elongation rate of temper rolling shall be 0.05% or more and 1.00% or less.
  • Table 2-1 and Table 2-2 are referred to as Table 2.
  • Steel having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace and rolled into a steel slab. These steel slabs were heated under the conditions shown in Table 2 and then subjected to rough rolling, finish rolling and cooling, and a winding equivalent treatment was performed to obtain hot rolled steel sheets. Subsequently, it cold-rolled to 1.4 mm, produced the cold-rolled steel plate, and used for pre-annealing and this annealing. Thereafter, a plating treatment was performed (using a zinc plating bath having an Al content of 0.08% by mass or more and 0.25% by mass or less), and cooling to room temperature was performed.
  • temper rolling was performed before and / or after the tempering treatment. Under the conditions as described above, the steel plate No. 1 to 37 were produced. Annealing was performed under the conditions shown in Table 2 in a laboratory simulating a continuous hot dip galvanizing line, and hot dip galvanized steel sheets (GI) and galvannealed steel sheets (GA) were produced. The hot-dip galvanized steel sheet is immersed in a plating bath at 460 ° C. to form a plating layer with an adhesion amount of 35 to 45 g / m 2 . It produced by processing. About the obtained plated steel plate, tensile properties and bendability were determined according to the following test methods. The results are shown in Table 3.
  • JIS No. 5 tensile test piece (JIS Z 2201) is taken from the steel plate after the final manufacturing process in the direction perpendicular to the rolling direction, and the tensile test conforming to the provisions of JIS Z 2241 with a strain rate of 10 ⁇ 3 / s.
  • TS, YS, and UEL were obtained.
  • TS was 1180 MPa or more
  • YS was 850 MPa or more
  • UEL was 7.0% or more.
  • ⁇ Bendability test> From the annealed plate, strip-shaped test pieces 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 were sampled and subjected to a bending test. A 90 ° V bending test was performed at a stroke speed of 10 mm / s, an indentation load of 10 ton, a pressing holding time of 5 seconds, a bending radius R of 2.0 mm, and the ridgeline portion of the bending apex was observed with a 10 ⁇ magnifier. A case where a crack of 0.5 mm or more was observed at one position was judged as poor, and a crack of less than 0.5 mm was judged as excellent.
  • All examples of the present invention are high-strength hot-dip galvanized steel sheets having TS of 1180 MPa or more, YS of 850 MPa or more, uniform elongation of 7.0% or more, and excellent bendability.
  • the desired TS is not obtained, the desired YS is not obtained, the desired uniform elongation is not obtained, or the desired bendability is obtained. It is not done.
  • the present invention it is possible to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent bendability with TS of 1180 MPa or more, YS of 850 MPa or more, uniform elongation of 7.0% or more.
  • TS 1180 MPa or more
  • YS 850 MPa or more
  • uniform elongation of 7.0% or more When the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is 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

　質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、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、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する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、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。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は自動車用鋼板としての用途に好適である。
　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上では、自動車部品用素材となる溶融亜鉛めっき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ため、自動車部品用素材として用いられる高強度溶融亜鉛めっき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さ（ＴＳ）１１８０ＭＰａ以上の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用が拡大しつつあり、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の成形にあたっては優れた曲げ性と延性、特に均一伸びが必要とされている。また、このような高強度溶融亜鉛めっき鋼板の適用部位は衝突安全性の観点から高い降伏強度を有することが必要とされており、これらの両立が極めて重要である。このような背景の中、様々な高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されている。
　特許文献１には析出物制御による曲げ加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、ならびに、その製造方法として溶鋼の凝固前の冷却速度、焼鈍における焼鈍温度およびその後の冷却速度を制御する技術が開示されている。
　特許文献２にはＳｉとＡｌのバランス、残留γおよび表面直下のビッカース硬さの大小の制御により延性および曲げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、またその製造方法として仕上げ温度、巻取り温度、焼鈍温度域、焼鈍後の冷却速度、冷却停止温度および冷却停止保持時間を制御する技術が開示されている。
特開２００７-１６３１９号公報 特開２００９-２７０１２６号公報
　特許文献１に記載の技術では析出強化鋼は降伏強度（ＹＳ）が高い一方で、均一伸び（ＵＥＬ）には優れず、また、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上の領域における知見もない。さらには、焼鈍を複数回行うことで材質の改善を図る知見もない。
　特許文献２に記載の技術では強度が引張強さで９００ＭＰａ未満と低く、改善の余地が見られる。また、焼鈍を複数回行うことで材質の改善を図る知見もない。
　本発明は、上記した従来技術が抱える問題に鑑みてなされたものである。ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上、高ＹＳであり、均一伸びおよび曲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本発明が解決すべき課題とする。
　本発明者らは、上記した課題を達成し、高強度を確保しつつ、均一伸びおよび曲げ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、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。その結果、以下のことを見出した。
　質量％で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下とし、熱間圧延、冷間圧延および焼鈍を適正条件で行い、面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満に制御することで、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上、ＹＳが８５０ＭＰａ以上、均一伸びが７．０％以上かつ優れた曲げ性を達成できる。
　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：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、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、
　面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［２］成分組成において、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する［１］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［３］成分組成において、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下を含有する［１］または［２］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［４］成分組成において、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する［１］から［３］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［５］前記溶融亜鉛めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む［１］から［４］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［６］前記溶融亜鉛めっき鋼板が、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する［１］から［５］のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
　［７］［１］から［４］のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを温度１１００℃以上とし、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造し、５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る熱間圧延工程と、
　累積圧下率２０％超で冷間圧延し、冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と、
　８００℃以上１０００℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で１０秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する予備焼鈍工程と、
　平均加熱速度１０℃／ｓ以下で６８０℃以上７９０℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４６０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度で５００秒以下保持する本焼鈍工程と、
　本焼鈍された冷延鋼板に亜鉛めっきし、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
　焼戻し温度５０℃以上４００℃以下で焼戻しをする焼戻し工程と、
　を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［８］前記亜鉛めっき工程は、亜鉛めっきし、さらに、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下保持するめっき合金化処理をし、その後室温まで冷却することを含む［７］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　［９］さらに、前記焼戻し工程前もしくは後、又はその両方に伸長率０．０５％以上１．００％以下で調質圧延をする調質圧延工程を有する［７］または［８］に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　なお、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」は、引張強さ１１８０ＭＰａ以上の鋼板であり、溶融亜鉛めっき鋼板のみならず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板をも含む。また、「溶融亜鉛めっき」は溶融亜鉛めっきのみならず、合金化溶融亜鉛めっきをも含む。なお、溶融亜鉛めっき鋼板と合金化溶融亜鉛めっき鋼板とで区別して説明することが必要となる場合は、これらの鋼板を区別して記載する。
　本発明によれば、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上で、８５０ＭＰａ以上の高ＹＳかつ、７．０％以上の均一伸びおよび曲げ半径が２．０ｍｍで曲げた際の亀裂が０．５ｍｍ以下となる優れた曲げ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。該高強度溶融亜鉛めっき鋼板は自動車部品用素材として好適である。
　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：０．１５％以上０．２５％以下
Ｃは、マルテンサイト相を生成させたり、マルテンサイト相の硬度を上昇させたりすることでＴＳを上昇させるために必要な元素である。また、残留オーステナイト相を安定化し、均一伸びを得るのに必要な元素である。Ｃ量が０．１５％未満では、マルテンサイト相の強度が低くまた残留オーステナイト相の安定化も不十分なため、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上と均一伸びが７．０％以上を両立することが困難である。一方、Ｃ量が０．２５％を超えると曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、Ｃ量は０．１５％以上０．２５％以下とする。含有量について、下限側は好ましくは０．１６％以上である。上限側は好ましくは０．２２％以下である。
　Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下
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。また、セメンタイト生成を抑制して残留オーステナイト相を得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０．５０％以上とする必要がある。一方、Ｓｉの含有量が増えると、フェライト相の過剰生成による曲げ性の低下やめっき性、溶接性の劣化を招くため、適量添加が好ましい。したがって、Ｓｉ量は０．５０％以上２．５％以下とする。好ましくは０．５０％以上２．０％以下、より好ましくは０．５０％以上１．８％以下とする。
Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下
Ｍｎは、鋼を固溶強化してＴＳを上昇させたり、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相を生成させ、ＴＳを上昇させる元素である。また、オーステナイト相を安定化し、均一伸びを高める元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｍｎ量を２．３％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、曲げ性劣化の原因となる。したがって、Ｍｎ量は２．３％以上４．０％以下とする。好ましくは２．３％以上３．８％以下、より好ましくは２．３％以上３．５％以下とする。
Ｐ：０．１００％以下
Ｐは、粒界偏析により曲げ性や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。本発明ではＰ量は上限として０．１００％まで許容できる。なお、Ｐ量は０．０５０％以下が好ましく、０．０２０％以下がより好ましい。下限は特に規定しないが、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：０．０２％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。本発明ではＳ量は上限として０．０２％まで許容できる。なお、Ｓ量は０．００４０％以下が好ましい。下限は特に規定しないが、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：０．０１％以上２．５％以下
Ａｌは、オーステナイト相を安定化させて残留オーステナイト相を得るのに有効な元素である。Ａｌ量が０．０１％未満ではオーステナイト相を安定化させて残留オーステナイト相を得ることができない。一方、Ａｌ量が２．５％を超えると、連続鋳造時のスラブ割れの危険性が高まるばかりか、焼鈍時にフェライト相の過剰生成を招き、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上と曲げ性の両立が困難になる。したがって、Ａｌ量は０．０１％以上２．５％以下とする。フェライト相の過剰生成抑制の観点から好ましくは０．０１％以上１．０％以下、より好ましくは０．０１％以上０．６％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物であるが、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。
　Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも一種の元素
Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕはマルテンサイト相などの低温変態相を生成させ高強度化に有効な元素である。こうした効果を得るには、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕから選ばれる少なくとも１種の元素の含有量を０．０１％以上にする。一方、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕのそれぞれの含有量が２．０％を超えると、その効果が飽和する。したがって、これらの元素を含有する場合、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕの含有量はそれぞれ０．０１％以上２．０％以下とする。各元素の含有量について、下限側は０．１％以上が好ましい。また、上限側は１．０％以下が好ましい。
　Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下
Ｂは、粒界に偏析しフェライト相およびベイナイト相の生成を抑制し、マルテンサイト相の生成を促すのに有効な元素である。こうした効果を十分に得るには、Ｂ量を０．０００２％以上にする必要がある。一方、Ｂ量が０．００５０％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を含有する場合、Ｂ量は０．０００２％以上０．００５０％以下とする。マルテンサイト相生成の観点から、含有量について、下限側は好ましくは０．０００５％以上である。上限側は好ましくは０．００３０％以下、より好ましくは０．００２０％以下である。
　Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも一種の元素
Ｃａ、ＲＥＭは、いずれも硫化物の形態制御により成形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種の元素の含有量を０．００１％以上とする。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特性が低下するおそれがある。したがって、これらの元素を含有する場合、Ｃａ、ＲＥＭの含有量は０．００１％以上０．００５％以下とする。
２）鋼板組織
　焼戻しマルテンサイト相の面積率：３０％以上７３％以下
焼戻しマルテンサイト相の面積率が３０％未満ではＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度と曲げ性の両立が困難となる。一方、７３％を超えると本発明の均一伸びが得られない。したがって、焼戻しマルテンサイト相の面積率は３０％以上７３％以下とする。面積率について、下限側は好ましくは４０％以上である。上限側は好ましくは７０％以下であり、より好ましくは６５％以下である。
　フェライト相の面積率：２５％以上６８％以下
フェライト相の面積率が２５％未満では本発明の均一伸びが得られない。一方、６８％を超えると本発明のＹＳが得られない。したがって、フェライト相の面積率は２５％以上６８％以下とする。面積率について、下限側は好ましくは３５％以上である。上限側は好ましくは６０％以下である。本発明では延性や曲げ性に好ましくない未再結晶フェライト相はフェライト相に含まないものとする。
　残留オーステナイト相の面積率：２％以上２０％以下
残留オーステナイト相の面積率が２％未満ではＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度と均一伸び７．０％を両立することが困難となる。一方、２０％を超えると曲げ性が劣化する。したがって、残留オーステナイト相の面積率は２％以上２０％以下とする。面積率について、下限側は好ましくは３％以上である。上限側は好ましくは１５％以下である。
　本発明の鋼板組織は、焼戻しマルテンサイト相、フェライト相及び残留オーステナイト相の３相からなってよい。また、面積率で１０％以下であれば他の相を許容できる。該他の相は曲げ性やＴＳにおいて好ましくないため、面積率で１０％以下とする。好ましくは５％未満、より好ましくは３％未満である。該他の相として、例えば、マルテンサイト相、ベイニティックフェライト相、パーライト相、未再結晶フェライト相等がある。
　該他の相として、以下の理由から、マルテンサイト相及びベイニティックフェライト相は更に許容できる面積率を規定する。
　マルテンサイト相の面積率：３％以下（０％を含む）
マルテンサイト相の面積率が３％を超えると曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、マルテンサイトの面積率は３％以下とする。好ましくは２％以下、より好ましくは１％以下である。
　ベイニティックフェライト相の面積率：５％未満（０％を含む）
ベイニティックフェライト相の面積率が５％以上ではＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度と均一伸び７．０％以上の両立が困難になる。したがって、ベイニティックフェライト相の面積率は５％未満とする。
　焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径：８μｍ以下
焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ超では曲げ性の劣化が顕著になる。したがって、焼戻しマルテンサイトの平均結晶粒径は８μｍ以下とする。平均結晶粒径は、好ましくは４μｍ以下である。なお、本発明において焼戻しマルテンサイト相の結晶粒とは旧オーステナイト相粒界や焼戻しマルテンサイト相とフェライト相やベイニティックフェライト相等他相との粒界によって囲まれる焼戻しマルテンサイト相の結晶粒である。
　残留オーステナイト相中のＣ量：０．７質量％未満
残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％以上では残留オーステナイト相が過度に安定となり、ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上の高強度と均一伸び７．０％以上の両立が困難になる。したがって、残留オーステナイト相中のＣ量は０．７質量％未満とする。好ましくは０．６質量％以下である。本発明において残留オーステナイト相中のＣ量はＸ線回折から求められる値とする。
　本発明においてマルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相、フェライト相、ベイニティックフェライト相、パーライト相、未再結晶フェライト相の面積率とは、観察面積に占める各相の面積の割合のことであり、これらの面積率は、最終製造工程後の鋼板よりサンプルを切出し、圧延方向に平行な断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、亜鉛めっき層下の地鉄鋼板における板厚１／４位置をＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）で１５００倍の倍率でそれぞれ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、視野の平均面積率を各相の面積率とする。前記画像データにおいて、フェライト相は黒色、マルテンサイト相は炭化物を含まない白色、焼戻しマルテンサイト相は炭化物を含む灰色、ベイニティックフェライト相は炭化物または島状マルテンサイト相を含む暗灰色、パーライト相は黒色と白色の層状として区別できる。また、未再結晶フェライト相は亜粒界を含む黒色としてフェライト相とは区別される。なお、本発明において島状マルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相であるので、該島状マルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相として面積率を求める。
　また、焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径は面積率を求めた上記画像データについて、視野の焼戻しマルテンサイト相の面積の合計を焼戻しマルテンサイト相の個数で割って平均面積を求め、その１／２乗を平均粒径とした。
　残留オーステナイト相の面積率は最終製造工程後の鋼板を亜鉛めっき層下の地鉄鋼板における板厚の１／４位置が測定面となるように、研削後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した板厚の１／４位置面について、Ｘ線回折装置でＭｏのＫα線を用い、ｆｃｃ鉄(オーステナイト相)の（２００）面、（２２０）面、（３１１）面と、ｂｃｃ鉄(フェライト相)の（２００）面、（２１１）面、（２２０）面の積分反射強度を測定し、ｂｃｃ鉄(フェライト相)の各面からの積分反射強度に対するｆｃｃ鉄(オーステナイト相)各面からの積分反射強度の強度比から体積率を求め、該体積率の値を面積率の値とする。また、残留オーステナイト相中のＣ量はＸ線回折装置でＣｏのＫα線を用い、（２２０）面の回折ピークのシフト量から以下の式により算出する。
ａ　＝　１．７８８９×（２）１／２／ｓｉｎθ
ａ　＝　３．５７８＋０．０３３［Ｃ］＋０．０００９５［Ｍｎ］＋０．０００６［Ｃｒ］＋０．０２２［Ｎ］＋０．００５６［Ａｌ］＋０．００１５［Ｃｕ］＋０．００３１［Ｍｏ］
ここで、ａはオーステナイトの格子定数（Å）、θは（２２０）面の回折ピーク角度を２で除した値（ｒａｄ）、［Ｍ］はオーステナイト中の元素Ｍの質量％（含有しない元素は０とする）である。本発明では残留オーステナイト相中の元素Ｍの質量％は鋼全体に占める質量％とした。
３）鋼板の用途等
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の用途は特に限定されないが、自動車部品用であることが好ましい。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の板厚（めっき層を含まない）は特に限定されないが、０．４ｍｍ以上３．０ｍｍ以下が好ましい。
４）製造条件
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、上記の成分組成を有するスラブを温度１１００℃以上とし、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造し、５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る熱間圧延工程と、累積圧下率２０％超で冷間圧延し、冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と、８００℃以上１０００℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で１０秒以上保持した後、５℃／ｓ以上の冷却停止温度で冷却停止温度５５０℃以下まで冷却する予備焼鈍工程と、平均加熱速度１０℃／ｓ以下で６８０℃以上７９０℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４６０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度で５００秒以下保持する本焼鈍工程と、本焼鈍された冷延鋼板に亜鉛めっきし、或いはさらに４６０～５８０℃に加熱してめっき合金化処理し、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、焼戻し温度５０℃以上４００℃以下で焼戻しをする焼戻し工程と、を有する製造方法によって製造できる。以下、詳しく説明する。
　４－１）熱間圧延工程
スラブ温度：１１００℃以上
スラブの温度が１１００℃未満では炭化物が溶け残り、本発明の鋼板組織が得られなくなる。したがって、スラブ加熱温度は１１００℃以上とする。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。なお、本発明の熱間圧延工程においてスラブ等被圧延材の温度とは、スラブ等被圧延材の幅中央部かつ長さ中央部の表面温度とする。
　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いが、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し、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。
　仕上げ圧延温度：８００℃以上
仕上げ圧延温度が８００℃未満になるとフェライト相等が生成して２相域圧延となり、鋼板組織が不均一になり、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、仕上げ圧延温度は８００℃以上とする。一方、仕上げ圧延温度の上限は特に限定されず、９５０℃以下が好ましい。
　スラブを熱間圧延する時は、スラブの加熱温度を低くしても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。仕上げ圧延は、異方性を増大させ、冷間圧延・焼鈍後の加工性を低下させる場合があるので、Ａｒ３変態点以上の仕上げ温度で行うことが好ましい。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。
　巻取り温度：５５０℃以下
巻取り温度が５５０℃を超えると熱延コイル中にフェライト相やパーライト相等の軟質相が混入し、本発明の鋼板組織が得られなくなる。したがって、巻取り温度は５５０℃以下とする。下限は特に規定しないが４００℃未満になると板形状が悪化するため、４００℃以上が好ましい。
　巻取り後の鋼板は、スケールを酸洗などにより除去した後、上記の条件で冷間圧延、予備焼鈍、本焼鈍、溶融亜鉛めっき、焼戻し等が施される。
　４－２）冷間圧延工程
　累積圧下率：２０％超
累積圧下率が２０％以下では焼鈍の際に粗大粒が生じやすくなって本発明の鋼板組織が得られない。したがって、冷間圧延工程の累積圧下率は２０％超えとする。好ましくは３０％以上である。なお、上限は特に規定しないが、板形状の安定性等の観点から９０％以下程度が好ましく、７５％以下がより好ましい。
　本発明では予備焼鈍工程、本焼鈍工程及び焼戻し工程によって組織を形成させる。予備焼鈍工程ではオーステナイト相を形成させた後、フェライト相やパーライト相等の軟質組織を抑制するように冷却し、ベイナイト相やマルテンサイト相等からなる硬質組織を形成させる。次いで、本焼鈍工程において硬質組織ベースで昇温速度や焼鈍温度制御により微細にオーステナイト相を生成させる。さらに冷却保持制御によりベイナイト相を抑制して、Ｃの少ない残留オーステナイト相およびマルテンサイト相を形成させる。焼戻し工程ではマルテンサイト相を焼戻して、焼戻しマルテンサイト相が形成される。以下、詳しく説明する。
　４－３）予備焼鈍工程
焼鈍温度：８００℃以上１０００℃以下
予備焼鈍工程の焼鈍温度が８００℃未満では、オーステナイト相の生成が不十分になり、本発明の鋼板組織が得られない。一方、１０００℃を超えるとオーステナイト粒が粗大になって本発明の鋼板組織が得られない。したがって、予備焼鈍工程の焼鈍温度は８００℃以上１０００℃以下とする。好ましくは８００℃以上９３０℃以下である。
　焼鈍温度で１０秒以上保持
予備焼鈍の焼鈍保持時間が１０秒未満では、オーステナイトの生成が不十分になり、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、予備焼鈍工程の焼鈍保持時間は１０秒以上とする。予備焼鈍の焼鈍保持時間は特に限定されず、５００秒以下とすることが好ましい。
　平均冷却速度：５℃／ｓ以上
焼鈍温度から５５０℃までの平均冷却速度が５℃／ｓ未満では冷却中にフェライト相やパーライト相が生成して、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、５５０℃までの平均冷却速度は５℃／ｓ以上とする。好ましくは８℃／ｓ以上である。
　なお、本発明において、平均加熱速度及び平均冷却速度の単位における「ｓ」は「秒」を意味する。
　冷却停止温度：５５０℃以下
　５℃／ｓ以上の平均冷却速度での冷却停止温度が５５０℃を超えるとフェライト相やパーライト相が多量に生成して、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、５℃／ｓ以上の平均冷却速度での冷却停止温度は５５０℃以下とする。また、５５０℃を下回る冷却停止温度とする場合、５５０℃を下回る範囲の冷却速度は特に限定されず、５℃／ｓ未満としてもよい。冷却停止温度の下限は適宜調整可能であり、０℃以上とすることが好ましい。なお、本発明では、予備焼鈍工程において冷却後に再加熱を行っても良い。該再加熱温度はフェライト相やパーライト相抑制の観点から５０～５５０℃が好ましい。また、フェライト相やパーライト相抑制の観点から再加熱温度での保持時間は１～１０００秒が好ましい。予備焼鈍後は５０℃以下まで冷却する。
　４－４）本焼鈍工程
平均加熱速度：１０℃／ｓ以下
焼鈍温度までの平均加熱速度が１０℃／ｓを超えると粗大なオーステナイトが生成し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、平均加熱速度は１０℃／ｓ以下とする。なお、該平均加熱速度は焼鈍温度と２００℃との温度差を２００℃から焼鈍温度までの加熱時間で除した値である。
　焼鈍温度６８０℃以上７９０℃以下
焼鈍温度が６８０℃未満ではオーステナイト相の生成が不十分になり、本発明の鋼板組織が得られない。一方、７９０℃を超えるとオーステナイト相が過剰に生成して本発明の鋼板組織が得られない。したがって、焼鈍温度は６８０℃以上７９０℃以下とする。好ましくは７００℃以上７９０℃以下である。
　焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持
焼鈍保持時間が３０秒未満ではオーステナイト相の生成が不十分になり、本発明の鋼板組織が得られない。一方、１０００秒を超えるとオーステナイト相が粗大化し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、焼鈍保持時間は３０～１０００秒とする。焼鈍保持時間について、下限側は好ましくは６０秒以上である。上限側は好ましくは６００秒以下である。
　平均冷却速度１．０℃／ｓ以上
焼鈍温度から冷却停止温度までの平均冷却速度が１．０℃／ｓ未満では、冷却中にフェライト相やパーライト相あるいはベイナイト相が多量に生成し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、平均冷却速度は１．０℃／ｓ以上とする。平均冷却速度の上限は特に限定されず、適宜調整可能である。好ましくは、１００℃／ｓ以下である。
　冷却停止温度：４６０℃以上５５０℃以下
平均冷却速度が１．０℃／ｓ以上での冷却停止温度が４６０℃未満になるとベイナイト相が多量に生成し、本発明の鋼板組織が得られない。一方、５５０℃を超えるとフェライト相やパーライト相が多量に生成し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、冷却停止温度は４６０℃以上５５０℃以下とする。
　冷却停止保持時間：５００秒以下
冷却停止保持時間が５００秒を超えるとベイナイトやパーライトが多量に生成し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、冷却停止保持時間は５００秒以下とする。一方、冷却停止保持時間の下限は特に限定されず、適宜調整可能であり、保持無しでも構わない。なお、ここで冷却停止保持時間とは、焼鈍後５５０℃以下まで冷却された後から亜鉛めっき浴浸漬までの時間を意味し、厳密に冷却停止後に冷却停止時の温度を保持する必要はなく、４６０℃以上５５０℃以下の温度域にあれば冷却や昇温することができる。
　４－５）亜鉛めっき工程
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１２０秒以下保持して合金化することが好ましい。亜鉛めっきはＡｌ量が０．０８質量％以上０．２５％質量%以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
　また、亜鉛めっき後の鋼板には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。
　４－６）焼戻し工程
焼戻し温度：５０℃以上４００℃以下
焼戻し温度が５０℃未満ではマルテンサイト相の焼戻しが不十分となり本発明の鋼板組織が得られない。一方、４００℃を超えるとオーステナイト相が分解し、本発明の鋼板組織が得られない。したがって、焼戻し温度は５０℃以上４００℃以下とする。焼戻し温度について、下限側は１００℃以上が好ましい。上限側は３５０℃以下が好ましい。焼戻し処理は連続焼鈍炉、箱型焼鈍炉等いずれを使用してもかまわない。コイルままで焼戻し処理する場合などのように鋼板同士の接触がある場合は凝着抑制等の観点から焼戻し時間は２４時間以下とすることが好ましい。
　４－７）調質圧延工程
伸長率：０．０５％以上１．００％以下
本発明では焼戻し工程前もしくは後、又はその両方に伸長率が０．０５％以上１．００％以下の調質圧延を施すことができる。この調質圧延によりＹＳが上昇する。このような効果を得るには０．０５％以上の伸長率とする。一方、１．００％を超えると均一伸びが低下するおそれがある。したがって、調質圧延工程を行う場合は、調質圧延の伸長率は０．０５％以上１．００％以下とする。
　以下に、実施例を示す。本発明の技術的範囲は以下の実施例に限定されない。なお、表２－１および表２－２を表２と称する。
　表１に示す成分組成の鋼を真空溶解炉により溶製し、圧延して鋼スラブとした。これらの鋼スラブを、表２に示す条件で、加熱後、粗圧延を施し、仕上げ圧延して冷却し、巻き取り相当処理を施し、熱延鋼板とした。次いで、１．４ｍｍまで冷間圧延して冷延鋼板を作製し、予備焼鈍、本焼鈍に供した。その後、めっき処理を行い（Ａｌ量が０．０８質量％以上０．２５質量%以下である亜鉛めっき浴を使用）、室温まで冷却し、焼き戻し処理を行った。場合により、焼戻し処理の前及び／又は後に調質圧延をおこなった。以上のような条件にて鋼板Ｎｏ．１～３７を作製した。焼鈍は連続溶融亜鉛めっきラインを模擬して実験室にて表２に示す条件で行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）および合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を作製した。溶融亜鉛めっき鋼板は４６０℃のめっき浴中に浸漬し、付着量３５～４５ｇ／ｍ２のめっき層を形成させ、合金化溶融亜鉛めっき鋼板はめっき形成後４６０～５８０℃の範囲内で合金化処理を行うことで作製した。得られためっき鋼板について、以下の試験方法にしたがい、引張特性、曲げ性を求めた。結果を表３に示した。
＜引張試験＞
最終製造工程後の鋼板より、圧延方向に対して直角方向にＪＩＳ５号引張試験片（ＪＩＳ　Ｚ　２２０１）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、ＴＳ、ＹＳ、ＵＥＬを求めた。ＴＳは１１８０ＭＰａ以上、ＹＳは８５０ＭＰａ以上、ＵＥＬは７．０％以上の場合を合格とした。
＜曲げ性試験＞
焼鈍板より、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、それぞれ採取し、曲げ試験を行った。ストローク速度が１０ｍｍ／ｓ、押込み荷重が１０ｔｏｎ、押付け保持時間５秒、曲げ半径Ｒが２．０ｍｍで９０°Ｖ曲げ試験を行い、曲げ頂点の稜線部を１０倍の拡大鏡で観察し、幅位置の１箇所で０．５ｍｍ以上の亀裂が認められたものを劣、亀裂が０．５ｍｍ未満のものを優として判定した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　本発明例はいずれもＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、ＹＳが８５０ＭＰａ以上、かつ均一伸びが７．０％以上、かつ優れた曲げ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所望のＴＳが得られていないか、所望のＹＳが得られていないか、所望の均一伸びが得られていないか、あるいは所望の曲げ性が得られていない。
　本発明によれば、ＴＳが１１８０ＭＰａ以上で、ＹＳが８５０ＭＰａ以上、均一伸びが７．０％以上で曲げ性に優れる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 (9)

  1. 　質量%で、Ｃ：０．１５％以上０．２５％以下、Ｓｉ：０．５０％以上２．５％以下、Ｍｎ：２．３％以上４．０％以下、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．５％以下、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、
    　面積率で、焼戻しマルテンサイト相：３０％以上７３％以下、フェライト相：２５％以上６８％以下、残留オーステナイト相：２％以上２０％以下、他の相：１０％以下（０％を含む）であり、かつ、該他の相としてマルテンサイト相：３％以下（０％を含む）、ベイニティックフェライト相：５％未満（０％を含む）を有し、前記焼戻しマルテンサイト相の平均結晶粒径が８μｍ以下、前記残留オーステナイト相中のＣ量が０．７質量％未満である鋼板組織を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  2. 　成分組成において、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．０１％以上２．０％以下から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  3. 　成分組成において、さらに、質量％で、Ｂ：０．０００２％以上０．００５０％以下を含有する請求項１または２に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  4. 　成分組成において、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００１％以上０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００１％以上０．００５％以下から選ばれる少なくとも一種の元素を含有する請求項１から３のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記溶融亜鉛めっき鋼板が合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む請求項１から４のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  6. 　前記溶融亜鉛めっき鋼板が、１１８０ＭＰａ以上の引張強度を有する請求項１から５のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
  7. 　請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを温度１１００℃以上とし、仕上げ圧延温度８００℃以上で熱間圧延し、熱延鋼板を製造し、５５０℃以下の巻取り温度で巻き取る熱間圧延工程と、
    　累積圧下率２０％超で冷間圧延し、冷延鋼板を製造する冷間圧延工程と、
    　８００℃以上１０００℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で１０秒以上保持した後、平均冷却速度５℃／ｓ以上で５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却する予備焼鈍工程と、
    　平均加熱速度１０℃／ｓ以下で６８０℃以上７９０℃以下の焼鈍温度まで加熱し、該焼鈍温度で３０秒以上１０００秒以下保持し、次いで１．０℃／ｓ以上の平均冷却速度で４６０℃以上５５０℃以下の冷却停止温度まで冷却した後、該冷却停止温度で５００秒以下保持する本焼鈍工程と、
    　本焼鈍された冷延鋼板に亜鉛めっきし、室温まで冷却する亜鉛めっき工程と、
    　焼戻し温度５０℃以上４００℃以下で焼戻しをする焼戻し工程と、
    　を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  8. 　前記亜鉛めっき工程は、亜鉛めっきし、さらに、４６０℃以上５８０℃以下の温度域に１秒以上１２０秒以下保持するめっき合金化処理をし、その後室温まで冷却することを含む請求項７に記載の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  9. 　さらに、前記焼戻し工程前もしくは後、又はその両方に伸長率０．０５％以上１．００％以下で調質圧延をする調質圧延工程を有する請求項７または８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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Cited By (15)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2018131648A (ja) * 2017-02-15 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP6421903B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
KR20190026868A (ko) * 2016-08-10 2019-03-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법
JP6525125B1 (ja) * 2017-12-26 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2019131189A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2020162561A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020162556A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020162560A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
WO2020203159A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
KR20210092796A (ko) 2019-02-06 2021-07-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
US11466350B2 (en) * 2018-02-19 2022-10-11 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
US11473165B2 (en) 2018-03-30 2022-10-18 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet, high strength member, and method for manufacturing the same

Families Citing this family (13)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP6252709B2 (ja) * 2016-01-29 2017-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 温間加工用高強度鋼板およびその製造方法
US11414720B2 (en) * 2016-01-29 2022-08-16 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet for warm working and method for manufacturing the same
TWI662139B (zh) * 2018-03-31 2019-06-11 日商新日鐵住金股份有限公司 Hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet
KR102503913B1 (ko) * 2019-01-30 2023-02-27 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 강판 및 그 제조 방법
US20220186334A1 (en) * 2019-02-25 2022-06-16 Jfe Steel Corporation High strength steel sheet and method for manufacturing the same
KR102349271B1 (ko) 2019-04-12 2022-01-10 최병환 살균 및 음이온발생 성능이 향상된 육각 자화수기 공급구조
KR102349264B1 (ko) 2019-04-12 2022-01-10 최병환 냉온수 기능과 향상된 살균 및 음이온발생 기능이 부여된 자화수기
MX2022004671A (es) * 2019-10-23 2022-05-26 Jfe Steel Corp Lamina de acero de alta resistencia y metodo para fabricar la misma.
WO2021140663A1 (ja) * 2020-01-10 2021-07-15 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR20230013273A (ko) * 2020-06-30 2023-01-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 아연 도금 강판, 부재 및 그들의 제조 방법
MX2023011170A (es) 2021-03-23 2023-09-29 Jfe Steel Corp Lamina de acero galvanizada y miembro y metodo para fabricar la misma.
CN113528945B (zh) * 2021-06-16 2022-06-21 首钢集团有限公司 一种高扩孔率合金化热镀锌高强钢及其制备方法
CN113740336B (zh) * 2021-09-03 2024-03-12 广东韶钢松山股份有限公司 一种直接获得连铸坯边部增碳的评价方法

Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003013177A (ja) * 2001-07-03 2003-01-15 Kawasaki Steel Corp プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009203548A (ja) * 2008-01-31 2009-09-10 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
JP2010196115A (ja) * 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010275627A (ja) * 2009-04-27 2010-12-09 Jfe Steel Corp 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

Family Cites Families (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP1504134B1 (en) 2001-06-06 2007-05-16 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same
JP2007016319A (ja) 2006-08-11 2007-01-25 Sumitomo Metal Ind Ltd 高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法
JP5194878B2 (ja) 2007-04-13 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
CN101821419B (zh) 2007-10-25 2015-03-18 杰富意钢铁株式会社 加工性优良的高强度热镀锌钢板及其制造方法
JP5391572B2 (ja) 2008-04-08 2014-01-15 新日鐵住金株式会社 冷延鋼板および溶融めっき鋼板ならびに該鋼板の製造方法
JP5418168B2 (ja) 2008-11-28 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 成形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それらの製造方法
JP5709151B2 (ja) * 2009-03-10 2015-04-30 Ｊｆｅスチール株式会社 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5136609B2 (ja) 2010-07-29 2013-02-06 Ｊｆｅスチール株式会社 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
MX2013001456A (es) 2010-08-12 2013-04-29 Jfe Steel Corp Lamina de acero laminada en frio, de alta resistencia, que tiene excelente trabajabilidad y resistencia al impacto, y metodo para manufacturar la misma.
JP5240421B1 (ja) 2011-07-29 2013-07-17 新日鐵住金株式会社 耐衝撃特性に優れた高強度鋼板およびその製造方法、高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5824283B2 (ja) * 2011-08-17 2015-11-25 株式会社神戸製鋼所 室温および温間での成形性に優れた高強度鋼板
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
TWI510641B (zh) * 2011-12-26 2015-12-01 Jfe Steel Corp High strength steel sheet and manufacturing method thereof
JP5764549B2 (ja) 2012-03-29 2015-08-19 株式会社神戸製鋼所 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
US20150203947A1 (en) 2012-07-31 2015-07-23 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet with excellent formability and shape fixability and method for manufacturing the same
JP5609945B2 (ja) 2012-10-18 2014-10-22 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2016113788A1 (ja) * 2015-01-15 2016-07-21 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Patent Citations (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2003013177A (ja) * 2001-07-03 2003-01-15 Kawasaki Steel Corp プレス成形性と歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2009203548A (ja) * 2008-01-31 2009-09-10 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
JP2010196115A (ja) * 2009-02-25 2010-09-09 Jfe Steel Corp 加工性および耐衝撃性に優れた高強度冷延鋼板およびその製造方法
JP2010275627A (ja) * 2009-04-27 2010-12-09 Jfe Steel Corp 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

Cited By (45)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102198585B1 (ko) 2016-08-10 2021-01-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법
US10711323B2 (en) 2016-08-10 2020-07-14 Jfe Steel Corporation Steel sheet, and production method therefor
KR20190026868A (ko) * 2016-08-10 2019-03-13 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 박강판 및 그의 제조 방법
EP3476962A4 (en) * 2016-08-10 2019-06-26 JFE Steel Corporation THIN STEEL SHEET, AND METHOD FOR MANUFACTURING THE SAME
WO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2018-04-26 新日鐵住金株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
US11732341B2 (en) 2016-10-19 2023-08-22 Nippon Steel Corporation Metal coated steel sheet, manufacturing method of hot-dip galvanized steel sheet, and manufacturing method of alloyed galvannealed steel sheet
JPWO2018073919A1 (ja) * 2016-10-19 2019-06-24 日本製鉄株式会社 めっき鋼板、溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2018131648A (ja) * 2017-02-15 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
WO2018151023A1 (ja) * 2017-02-15 2018-08-23 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
US11408058B2 (en) 2017-02-15 2022-08-09 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and method for producing the same
JP7337704B2 (ja) 2017-06-02 2023-09-04 アルセロールミタル プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法
CN114635090B (zh) * 2017-06-02 2023-12-22 安赛乐米塔尔公司 用于制造压制硬化部件的钢板、具有高强度和碰撞延性的组合的压制硬化部件及其制造方法
US11629388B2 (en) 2017-06-02 2023-04-18 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2018220598A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
CN110869521A (zh) * 2017-06-02 2020-03-06 安赛乐米塔尔公司 用于制造压制硬化部件的钢板、具有高强度和碰撞延性的组合的压制硬化部件、及其制造方法
EP3631022A1 (en) * 2017-06-02 2020-04-08 ArcelorMittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
WO2018220430A1 (en) * 2017-06-02 2018-12-06 Arcelormittal Steel sheet for manufacturing press hardened parts, press hardened part having a combination of high strength and crash ductility, and manufacturing methods thereof
JP2020523473A (ja) * 2017-06-02 2020-08-06 アルセロールミタル プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法
JP7495974B2 (ja) 2017-06-02 2024-06-05 アルセロールミタル プレス硬化部品を製造するための鋼板、高い強度及び圧潰延性の組合せを有するプレス硬化部品、並びにそれらの製造方法
CN114635090A (zh) * 2017-06-02 2022-06-17 安赛乐米塔尔公司 用于制造压制硬化部件的钢板、具有高强度和碰撞延性的组合的压制硬化部件及其制造方法
RU2751717C2 (ru) * 2017-06-02 2021-07-16 Арселормиттал Листовая сталь для изготовления подвергнутых закалке под прессом деталей, подвергнутая закалке под прессом деталь, характеризующаяся наличием комбинации из высокой прочности и пластичности при столкновении в ходе аварии, и способы их изготовления
US11459647B2 (en) 2017-12-26 2022-10-04 Jfe Steel Corporation High-strength cold rolled steel sheet and method for manufacturing same
US11359256B2 (en) 2017-12-26 2022-06-14 Jfe Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet and method for manufacturing same
JP6525125B1 (ja) * 2017-12-26 2019-06-05 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2019131189A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
WO2019131188A1 (ja) * 2017-12-26 2019-07-04 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
JPWO2019131189A1 (ja) * 2017-12-26 2019-12-26 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延鋼板及びその製造方法
CN111527223A (zh) * 2017-12-26 2020-08-11 杰富意钢铁株式会社 高强度冷轧钢板及其制造方法
US11466350B2 (en) * 2018-02-19 2022-10-11 Jfe Steel Corporation High-strength steel sheet and production method therefor
WO2019187124A1 (ja) * 2018-03-30 2019-10-03 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
US11473165B2 (en) 2018-03-30 2022-10-18 Jfe Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet, high strength member, and method for manufacturing the same
JP6421903B1 (ja) * 2018-03-30 2018-11-14 新日鐵住金株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板
KR20210086686A (ko) 2019-02-06 2021-07-08 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR20210108461A (ko) 2019-02-06 2021-09-02 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20210092796A (ko) 2019-02-06 2021-07-26 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
KR20210110357A (ko) 2019-02-06 2021-09-07 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2020162556A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11814708B2 (en) 2019-02-06 2023-11-14 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
WO2020162560A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US11905570B2 (en) 2019-02-06 2024-02-20 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
WO2020162561A1 (ja) 2019-02-06 2020-08-13 日本製鉄株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
US12006562B2 (en) 2019-02-06 2024-06-11 Nippon Steel Corporation Hot dip galvanized steel sheet and method for producing same
JP7160184B2 (ja) 2019-03-29 2022-10-25 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2020203159A1 (ja) * 2019-03-29 2020-10-08 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JPWO2020203159A1 (ja) * 2019-03-29 2021-10-21 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
CN107208206B (zh) 2019-08-02
CN107208206A (zh) 2017-09-26
US20180002800A1 (en) 2018-01-04
EP3219822A1 (en) 2017-09-20
US10450642B2 (en) 2019-10-22
KR101930186B1 (ko) 2018-12-17
KR20170086654A (ko) 2017-07-26
JPWO2016113789A1 (ja) 2017-04-27
EP3219822A4 (en) 2017-12-06
MX2017009200A (es) 2017-12-07
JP6052472B2 (ja) 2016-12-27
EP3219822B1 (en) 2018-08-22

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