WO2018043453A1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents

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鈴木　克一
健夫 菊池
善正 姫井
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    • C22C18/00—Alloys based on zinc
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    • C22C—ALLOYS
    • C22C18/00—Alloys based on zinc
    • C22C18/04—Alloys based on zinc with aluminium as the next major constituent

Definitions

  • the present invention relates to a thin steel plate and a method for manufacturing the same.
  • the thin steel sheet of the present invention has excellent tensile strength (TS): strength of 950 MPa or more and excellent toughness. For this reason, the thin steel plate of this invention is suitable for the raw material of the frame
  • Patent Document 1 C: 0.10 to 0.5%, Si: 1.0 to 3.0%, Mn: 1.5 to 3%, Al: 0.005 to 1.% by mass.
  • IQ satisfying 0%, P: more than 0% and 0.1% or less, and S: more than 0% and 0.05% or less, polygonal ferrite 10 to 50%, residual austenite 5% or more, IQ obtained by EBSD It is said that a high-strength steel sheet with excellent low-temperature toughness can be obtained by controlling the distribution.
  • Patent Document 2 in mass%, C: 0.05 to 0.15%, Si: 0.01 to 1.00%, Mn: 1.5 to 4.0%, P: 0.100% or less, S: 0.02% or less, Al: 0.01 to 0.50%, Cr: 0.010 to 2.000%, Nb: 0.005 to 0.100%, Ti: 0.005 to 0.100 %, B: 0.0005 to 0.0050%, Si, Mn, Cr, and B are contained within the prescribed ranges, and the area ratio is ferrite: 10% or less, bainitic ferrite: 2-30%, martense Site: Including 60-98%, the ratio of residual austenite determined by X-ray diffraction method is less than 2%, and the ratio of massive martensite adjacent to bainite alone is 10%.
  • the position is 100 ⁇ m from the surface in the plate thickness direction.
  • Patent Document 1 contains a large amount of retained austenite, and the retained austenite is transformed into martensite by bending induced transformation during bending. Since this martensite lowers the toughness after bending, the technique proposed in Patent Document 1 cannot provide the toughness after bending required in the present invention.
  • the present invention has been made in view of such circumstances, and an object thereof is to provide a thin steel sheet having a tensile strength of 950 MPa or more and having good toughness and a method for producing the same.
  • the present inventors diligently studied the requirements for a thin steel plate having a tensile strength of 950 MPa and good toughness.
  • the sheet thickness of the thin steel plate that is the subject of this case is 0.4 mm or more and 3.2 mm or less.
  • Many of the actual automobile members are bent.
  • the toughness deteriorates when a certain amount of martensite and retained austenite exist in the as-quenched state.
  • martensite plastically induced by bending from retained austenite is considered to have a significant adverse effect on toughness due to its extremely high hardness.
  • the present invention has been completed based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • the component composition further includes, by mass%, V: 0.001% to 1%, Ti: 0.001% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.3%
  • V 0.001% to 1%
  • Ti 0.001% to 0.3%
  • Nb 0.001% to 0.3%
  • the thin steel sheet according to [1] containing one or more of the above.
  • the component composition further includes, in mass%, Cr: 0.001% to 1.0%, Mo: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 1.0% % Or less, B: 0.0001% or more and 0.0050% or less, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less, 1 type or 2 types or more, The thin steel plate as described in [1] or [2] .
  • the component composition further contains, in mass%, one or more of REM, Mg, and Ca in a total of 0.0001% to 0.1% [1] to [3]
  • the thin steel plate according to any one of the above.
  • the composition of the plating layer is Fe: 20.0% or less, Al: 0.001% to 3.5%, Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, Cr, Co, Ca,
  • the thin steel plate of the present invention has a high tensile strength (TS): 950 MPa or more and excellent toughness. If the thin steel plate of the present invention is applied to automobile parts, further weight reduction of the automobile parts can be realized.
  • TS tensile strength
  • the thin steel sheet of the present invention has a specific component composition and a specific metal structure. Hereinafter, it explains in order of a component composition and a metal structure.
  • composition of the thin steel sheet of the present invention is, by mass, C: 0.07% to 0.20%, Si: 0.01% to 2.0%, Mn: 1.8% to 3.5 %: P: 0.05% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.01% or more and 2.0% or less, N: 0.0060% or less, Si + Al: 0.7% or more .
  • the above component composition is further one type of mass%, V: 0.001% to 1%, Ti: 0.001% to 0.3%, Nb: 0.001% to 0.3%. Or you may contain 2 or more types.
  • the above component composition is further in mass%, Cr: 0.001% to 1.0%, Mo: 0.001% to 1.0%, Ni: 0.001% to 1.0%, B: 0.0001% or more and 0.0050% or less, Sb: 0.001% or more and 0.050% or less may be contained.
  • the above component composition may further contain 0.0001% or more and 0.1% or less of REM, Mg, and Ca in total by mass%.
  • C 0.07% or more and 0.20% or less C is related to the hardness of tempered martensite, which is the main metal structure of the steel of the present invention, and is an effective element for increasing the strength of the steel sheet.
  • the C content In order to obtain a tensile strength of 950 MPa or more, at least the C content needs to be 0.07% or more.
  • the C content range is set to 0.07% or more and 0.20% or less.
  • the preferable C content for the lower limit is 0.09% or more. More preferably, it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.12% or more.
  • the preferable C content for the upper limit is 0.19% or less. More preferably, it is 0.17% or less, More preferably, it is 0.15% or less. Most preferably, it is 0.14% or less.
  • Si 0.01% or more and 2.0% or less Si is an element that is effective in suppressing the coarsening of iron-based carbides.
  • the toughness can be improved by suppressing the coarsening of the iron-based carbide.
  • at least the Si content needs to be 0.01% or more.
  • the Si content range was set to 0.01% or more and 2.0% or less.
  • a preferable Si content for the lower limit is 0.05% or more. More preferably, it is 0.10% or more, More preferably, it is 0.20% or more.
  • a preferable Si content for the upper limit is 1.65% or less. More preferably, it is 1.60% or less, More preferably, it is 1.55% or less.
  • Mn 1.8% to 3.5%
  • Mn is an element that lowers the transformation point from ferrite to austenite and promotes the formation of tempered martensite, which is the main metal structure of the steel of the present invention.
  • the Mn content needs to be 1.8% or more.
  • the Mn content is set to 1.8% or more and 3.5% or less.
  • a preferable Mn content for the lower limit is 1.9% or more. More preferably, it is 2.1% or more, More preferably, it is 2.3% or more.
  • a preferable Mn content for the upper limit is 3.0% or less. More preferably, it is 2.9% or less, and further preferably 2.8% or less.
  • P 0.05% or less
  • P is an element that generates low-temperature brittleness. Therefore, from the viewpoint of toughness, it is preferable to reduce the P content as much as possible.
  • the P content can be allowed to be 0.05%. Preferably it is 0.03% or less. More preferably, it is 0.02% or less. Although it is desirable to reduce the P content as much as possible, 0.002% may be inevitably mixed in production.
  • S 0.005% or less S forms a coarse sulfide in the steel, which extends during hot rolling and becomes wedge-shaped inclusions, thereby adversely affecting toughness. Therefore, it is preferable to reduce the S content as much as possible.
  • the upper limit of the S content is set to 0.005%. Preferably, it is 0.003% or less. More preferably, it is 0.002% or less. Although it is desirable to reduce the S content as much as possible, it may inevitably be mixed up to 0.0002% in production.
  • Al 0.01% or more and 2.0% or less
  • Al is an element that suppresses the coarsening of iron-based carbides and is effective in improving toughness. On the other hand, if it exceeds 2.0%, the toughness is adversely affected by the formation of coarse oxides.
  • the Al content is set to 0.01% or more and 2.0% or less.
  • a preferable Al content for the lower limit is 0.03% or more. More preferably, it is 0.04% or more, More preferably, it is 0.05% or more.
  • a preferable Al content for the upper limit is 1.60% or less. More preferably, it is 1.40% or less, More preferably, it is 1.20% or less.
  • Si and Al must be contained in a total of 0.7% or more.
  • the total is 0.8% or more. More preferably, the total is 1.0% or more, and further preferably 1.2% or more.
  • the total is preferably 2.0% or less, more preferably 1.8% or less, and still more preferably 1.6% or less.
  • N degrades normal temperature aging and causes unexpected cracks during bending. Therefore, it is desirable to reduce the N content as much as possible, but in the present invention, up to 0.0060% is acceptable. Preferably it is 0.0050% or less. More preferably, it is 0.0040% or less. Although it is desirable to reduce the N content as much as possible, 0.0005% may be inevitably mixed in production.
  • the above is the basic component of the component composition of the thin steel sheet of the present invention, but may further contain the following components.
  • V 0.001% or more and 1% or less
  • Ti 0.001% or more and 0.3% or less
  • Nb 0.001% or more and 0.3% or less
  • V Ti and Nb are It is an element that contributes to increasing the strength of steel sheets by combining with C to form fine carbides. On the other hand, if it is excessively contained, it precipitates as coarse carbides, which deteriorates toughness.
  • V 0.001% to 1%
  • Ti 0.001% to 0.3%
  • Nb 0.001% to 0.3%
  • a preferable V content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.050% or more. More preferably, it is 0.100% or more.
  • a preferable V content for the upper limit is 0.6% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.4% or less.
  • the preferable Ti content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more.
  • a preferable Ti content for the upper limit is 0.1% or less. More preferably, it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.06% or less.
  • a preferable Nb content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.010% or more, More preferably, it is 0.020% or more.
  • a preferable Nb content for the upper limit is 0.1% or less. More preferably, it is 0.08% or less, More preferably, it is 0.04% or less.
  • Cr 0.001% to 1.0%
  • Mo 0.001% to 1.0%
  • Ni 0.001% to 1.0%
  • B 0.0001% to 0.0050%
  • Sb one or more of 0.001% or more and 0.050% or less Cr, Mo, and Ni are elements that contribute to increasing the strength of the steel sheet.
  • B is an element effective for delaying the progress of ferrite transformation and bainite transformation other than martensitic transformation after annealing and stably obtaining a desired metal structure.
  • Sb is an element that has the effect of suppressing decarburization by segregating on the surface layer and preventing alteration of the surface layer structure. Even if B or Sb is added excessively, the effect is saturated, leading to waste of added elements.
  • Cr 0.001% to 1.0%
  • Mo 0.001% to 1.0%
  • Ni 0.001% to 1.0%
  • B 0.0001% It was made 0.0050% or less
  • Sb 0.001% or more and 0.050% or less.
  • a preferable Cr content for the lower limit is 0.010% or more. More preferably, it is 0.030% or more. More preferably, it is 0.100% or more.
  • a preferable Cr content for the upper limit is 0.8% or less.
  • a preferable Mo content for the lower limit is 0.010% or more. More preferably, it is 0.030% or more, More preferably, it is 0.100% or more.
  • a preferable Mo content for the upper limit is 0.6% or less. More preferably, it is 0.5% or less, More preferably, it is 0.4% or less.
  • a preferable Ni content for the lower limit is 0.010% or more. More preferably, it is 0.020% or more, More preferably, it is 0.030% or more.
  • a preferable Ni content for the upper limit is 0.5% or less. More preferably, it is 0.3% or less, More preferably, it is 0.1% or less.
  • a preferable B content for the lower limit is 0.0003% or more.
  • a preferable B content for the upper limit is 0.0030% or less. More preferably, it is 0.0025% or less, More preferably, it is 0.0020% or less.
  • the preferred Sb content for the lower limit is 0.005% or more. More preferably, it is 0.006% or more, More preferably, it is 0.007% or more.
  • a preferable Sb content for the upper limit is 0.030% or less. More preferably, it is 0.020% or less, More preferably, it is 0.010% or less.
  • REM, Mg, and Ca total 0.0001% or more and 0.1% or less REM, Mg, and Ca are elements that improve toughness by spheroidizing sulfides in steel. It is. On the other hand, even if added excessively, the effect is saturated, leading to wasted additive elements. From the above viewpoint, any one or two or more of REM, Mg, and Ca is made 0.0001% or more and 0.1% or less in total.
  • a preferable total content for the lower limit is 0.0005% or more. More preferably, it is 0.0010% or more.
  • a preferable total content for the upper limit is 0.02% or less. More preferably, it is 0.0050% or less.
  • the balance other than the above components is Fe and inevitable impurities.
  • content of the said arbitrary component is less than a lower limit, the arbitrary element shall be included as an unavoidable impurity.
  • the metal structure of the thin steel sheet of the present invention has a ferrite area ratio of 30% or less (including 0%), a tempered martensite (tempered martensite) area ratio of 70% or more (100% included), and a retained austenite area.
  • the average aspect ratio of the iron-based carbide is 10% from the larger particle diameter of the iron-based carbide having a ratio of 4.5% or less (including 0%) and precipitated in the tempered martensite grains. 5 or more.
  • For the area ratio, particle size, and average aspect ratio, values obtained by measurement according to the method described in Examples are adopted.
  • Ferrite area ratio is 30% or less (including 0%) By reducing the Ms point due to the formation of ferrite, martensite that has not been tempered (as-quenched martensite) and retained austenite increase, which adversely affects toughness.
  • up to 30% ferrite area ratio is acceptable, so the upper limit was made 30%.
  • it is 25% or less. More preferably, it is 22% or less, and further preferably 17% or less.
  • the ferrite area ratio may be 0%, but is often 1% or more. Moreover, it may contain 3% or more.
  • Tempered martensite area ratio is 70% or more (including 100%)
  • Tempered martensite is a structure in which iron-based carbides are precipitated inside a microstructure having a lath structure. Tempered martensite has a better balance of strength and toughness than non-tempered martensite. Therefore, in the present invention, tempered martensite was selected as the main metal structure. In order to obtain a tensile strength of 950 MPa or more, the tempered martensite needs to be 70% or more. Preferably, it is 75% or more. More preferably, it is 80% or more, More preferably, it is 85% or more. Further, the tempered martensite area ratio may be 100%. Tempered martensite is often 98% or less.
  • the average particle size of the tempered martensite packet is preferably 3.5 ⁇ m or less from the viewpoint of toughness. More preferably, it is 3.3 micrometers or less, More preferably, it is 3.1 micrometers or less.
  • the packet uses a group of laths sharing a substantially parallel crystal habit plane as one unit. Therefore, in the case of tempered martensite, crystal grains having the same carbide orientation may be used as the packet size.
  • the minimum of the said average particle diameter is not specifically limited, Usually, it is 1.5 micrometers or more. Also, it is often 2.0 ⁇ m or more.
  • the average aspect ratio of the top 10% of iron-based carbides precipitated in the tempered martensite grains having a large particle diameter is 3.5 or more. Coarse carbides adversely affect toughness.
  • the individual particle diameter of the produced iron-based carbide is measured, and the aspect ratio (average aspect ratio) of the carbide having the top 10% particle diameter has a great influence on the toughness. If the aspect ratio of the iron-based carbide is 3.5 or more, desired characteristics can be obtained.
  • a preferable aspect ratio is 4.0 or more. More preferably, it is 4.5 or more.
  • the upper limit of the aspect ratio is not particularly limited, but is often 10.0 or less or 9.0 or less.
  • the average carbide diameter of the top 10% is preferably 0.4 ⁇ m or less, and more preferably 0.3 ⁇ m or less.
  • the lower limit of the average carbide diameter is not particularly limited, but is often 0.05 ⁇ m or more or 0.1 ⁇ m or more.
  • Residual austenite area ratio is 4.5% or less Residual austenite needs to be reduced as much as possible because it significantly lowers the toughness after bending.
  • the retained austenite is acceptable up to 4.5%. Preferably, it is 3.8% or less. More preferably, it is 4.0% or less, More preferably, it is 3.5% or less. The lower limit is included up to 0%, but actually 0.2% is often generated.
  • phase other than the above ferrite may contain phases other than the above ferrite, tempered martensite and retained austenite.
  • phases other than the above include martensite, bainite, pearlite and the like as quenched.
  • the total area ratio of these phases is preferably 5% or less.
  • Ms point is preferably 350 ° C. or higher.
  • the upper limit is not particularly limited, but is often 500 ° C. or lower.
  • the Ms point can be calculated by equation (1).
  • Formula (1) is the prediction formula of Ms point considering the influence of C distribution during annealing in Reference Document 1 (William C. Leslie, translated by Naruyasu Koda, Lesley Steel Material Science, Maruzen, Tokyo, 1987, page 231). It is.
  • Vf is the ferrite area ratio during annealing.
  • the ferrite area ratio during annealing is obtained by a thermal expansion measuring device.
  • a heat treatment simulating the temperature increase rate, the annealing temperature, and the holding time during annealing may be performed, followed by rapid cooling.
  • the rapid cooling rate is preferably as high as possible, and the average cooling rate from the start of cooling to the Ms point is more preferably 50 ° C./s or more.
  • Ms point (° C.) 561-474 ⁇ [C] / (1-Vf / 100) ⁇ 33 ⁇ [Mn] ⁇ 17 ⁇ [Ni] ⁇ 17 ⁇ [Cr] ⁇ 21 ⁇ [Mo] ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ (1)
  • the element symbol in (1) means content (mass%) of each element.
  • the thin steel plate of the present invention may be a thin steel plate having a plating layer on the surface.
  • the component (composition of a plating layer) which comprises a plating layer is not specifically limited, What is necessary is just a general component.
  • the plating layer contains, by mass%, Fe: 20.0% or less, Al: 0.001% or more and 3.5% or less, and further Pb, Sb, Si, Sn, Mg, Mn, Ni, One or two or more selected from Cr, Co, Ca, Cu, Li, Ti, Be, Bi, and REM are contained in a total of 0% to 3.5%, with the balance being Zn and inevitable impurities.
  • the plating layer may be an alloyed plating layer (alloyed hot-dip plating layer).
  • the thin steel sheet of the present invention has a tensile strength measured by the method described in the examples of 950 MPa or more. Moreover, the tensile strength of the thin steel plate of this invention is 1300 MPa or less normally. Moreover, although it is not essential for the present invention to solve the problem, the yield strength measured by the method described in the examples is often 600 MPa or more and 1000 MPa or less. Moreover, although it is not essential for the present invention to solve the problem, the elongation measured by the method described in Examples is often 10% or more and 20% or less.
  • a steel material is heated at 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is performed. Winding at 680 ° C. or lower (hot rolling process), cold rolling (cold rolling process), annealing at 820 ° C. or higher, and then the average cooling rate from the cooling start temperature to the Ms point is 20 ° C./s or higher. After cooling at 300 ° C. to a cooling stop temperature of 220 ° C. or less at an average cooling rate of 12 ° C./s or less, it is heated and retained at 250 ° C. or higher and 440 ° C. or lower for 30 seconds or longer (annealing step). .
  • a steel material having the above composition is heated at 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower, and hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling is performed. It is a step of winding at a temperature of from °C.
  • the melting method for producing the steel material is not particularly limited, and a known melting method such as a converter or an electric furnace can be employed. Further, secondary refining may be performed in a vacuum degassing furnace. Then, it is preferable to use a slab (steel material) by a continuous casting method from the viewpoint of productivity and quality. Also, the slab may be formed by a known casting method such as ingot-bundling rolling or continuous slab casting.
  • Heating temperature of steel material 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower
  • the heating temperature exceeds 1350 ° C. the scale loss increases and damage to the furnace body of the heating furnace increases. Therefore, the heating temperature of the steel material is set to 1150 ° C. or higher and 1350 ° C. or lower. Desirably, it is 1180 degreeC or more and 1320 degreeC or less.
  • Finishing rolling temperature 820 ° C or more
  • the finish rolling temperature is set to 820 ° C. or higher.
  • it is 840 degreeC or more.
  • the upper limit of finish rolling temperature is not specifically limited, Usually, it is 1060 degrees C or less.
  • Winding temperature 350 ° C. or higher and 680 ° C. or lower
  • the winding temperature is lower than 350 ° C.
  • the shape of the hot rolled sheet deteriorates, and the thickness accuracy after cold rolling deteriorates.
  • the coiling temperature exceeds 680 ° C.
  • an oxide film that cannot be removed by pickling is generated on the surface of the hot-rolled sheet, and the surface appearance after cold rolling is impaired.
  • the winding temperature range was set to 350 ° C. or more and 680 ° C. or less.
  • a preferred lower limit is 380 ° C. or higher.
  • a preferable upper limit is 650 ° C. or less.
  • the subsequent cold rolling step is a step of cold rolling the hot-rolled sheet after the hot rolling step.
  • it is necessary to cold-roll the hot-rolled sheet after the hot rolling process.
  • cold rolling is performed after pickling, but the pickling conditions may be normal conditions.
  • the rolling rate in the cold rolling is not particularly limited, but is usually 20 to 80%.
  • the subsequent annealing step is after the cold rolling step, after annealing at 820 ° C. or higher, cooling at an average cooling rate from the cooling start temperature to the Ms point is 20 ° C./s or higher, and from 300 ° C. to the cooling stop temperature.
  • this step after cooling down to a certain 220 ° C. or less at an average cooling rate of 12 ° C./s or less, the mixture is heated and retained at 250 ° C. or more and 440 ° C. or less for 30 seconds or more.
  • Annealing at 820 ° C. or higher From the formula (1), if a large amount of ferrite remains during annealing, the Ms point is lowered and a desired steel sheet structure (metal structure) cannot be obtained. From the viewpoint of proceeding the transformation from ferrite to austenite, it is necessary to anneal at 820 ° C. or higher. Preferably, it is 830 degreeC or more. Although there is no particular upper limit, it is substantially 900 ° C. or lower. From the viewpoint of reducing the tempered martensite packet size, it is desirable to transform from ferrite to austenite while suppressing recovery of dislocations during heating. Therefore, it is desirable that the average heating rate from 400 ° C. to 700 ° C.
  • the average heating temperature from 700 ° C. to the highest temperature is set to 7 ° C./s or higher and reaches the highest level. It is preferable that the temperature is an annealing temperature + 10 ° C. or higher, and after the maximum attained temperature, the cooling is performed at an average cooling rate of 0.05 ° C./s or higher until cooling at 20 ° C./s or higher.
  • the average heating temperature from 700 ° C. to the highest temperature is usually 20 ° C./s or less. Further, the highest temperature reached is usually an annealing temperature + 15 ° C. or lower. In addition, the average cooling rate until cooling at 20 ° C./s or higher is usually 2.0 ° C./s or lower.
  • the annealing temperature is the temperature immediately after the end of annealing. The position of the thermometer is preferably within 3 m from the annealing furnace outlet.
  • the average heating rate from the start of heating which is a heating condition after cold rolling, is not particularly limited, and may be set as appropriate.
  • the average cooling rate from the cooling start temperature to the Ms point is 20 ° C./s or more, it is necessary to transform martensite from austenite and generate the desired tempered martensite in the subsequent steps. It is necessary to suppress ferrite transformation and bainite transformation. For this reason, it is necessary to cool at an average cooling rate from the cooling start temperature to the Ms point at 20 ° C./s or more. Preferably it is 30 degrees C / s or more. The average cooling rate is usually 300 ° C./s or less.
  • the cooling start temperature is a temperature immediately after the end of annealing.
  • the cooling stop temperature should just be below Ms point, and is normally 140 degreeC or more and 280 degrees C or less.
  • Cooling at an average cooling rate from 300 ° C. to cooling stop of 12 ° C./s or less The temperature range from 300 ° C. to 140 ° C. is a temperature range in which iron-based carbides are significantly precipitated in martensite. Since the iron-based carbide precipitated by this cooling has a large aspect ratio required in the present invention, it is an important process for increasing the low-temperature toughness.
  • the average cooling rate from 300 ° C. to the cooling stop needs to be cooled at 12 ° C./s or less, and preferably 9 ° C./s or less.
  • the average cooling rate is usually 1 ° C./s or more.
  • Cooling stop temperature of 220 ° C. or lower In the cooling described above, the cooling stop temperature needs to be 220 ° C. or lower in order to substantially complete martensitic transformation and prevent residual austenite. Preferably it is 200 degrees C or less. Although there is no particular lower limit temperature, about 120 ° C. is the lower limit due to restrictions on production facilities.
  • the preferred residence time is 250 seconds or less. More preferably, it is 330 degreeC or more and 430 degrees C or less, and is 45 seconds or more and 200 seconds or less.
  • a plated steel sheet (thin steel sheet having a plating layer) and an alloyed plated steel sheet (thin steel sheet having an alloying plating layer)
  • it is immersed in a plating bath to obtain a plated steel sheet or alloying plating. Further treatment can be made into an alloyed plated steel sheet.
  • the alloying treatment temperature is set to 500 ° C. or more and 600 ° C. or less.
  • a steel material having a thickness of 250 mm having the composition shown in Table 1 is subjected to a hot rolling process under the hot rolling conditions shown in Table 2 to form a hot rolled sheet, and the cold rolling rate is 28% or more and 65% or less.
  • a rolling process was performed to obtain a cold-rolled sheet, and annealing under the conditions shown in Table 2 was performed in a continuous annealing line or a continuous hot dipping line.
  • Vf was calculated by equation (2) or measured using a thermal expansion measuring device. Then, the plating process and the alloying process were performed as needed.
  • the temperature of the plating bath immersed in the continuous hot dipping line is 460 ° C.
  • the amount of plating is GI (hot dip plated steel), GA (alloyed)
  • Both the hot-dip galvanized steel sheets) were 45 to 65 g / m 2 per side, and the amount of Fe contained in the GA material plating layer was in the range of 6 to 14% by mass.
  • Specimens were collected from the cold-rolled steel sheet (CR material), hot-dip steel sheet or alloyed hot-dip steel sheet obtained as described above and evaluated by the following method.
  • the residual austenite area ratio was quantified by X-ray diffraction intensity for a plate surface obtained by grinding a steel plate to 1/4 with respect to the plate thickness direction and performing chemical polishing of 200 ⁇ m or more.
  • the incident radiation source was MoK ⁇ radiation, measured from the peaks of (200) ⁇ , (211) ⁇ , (200) ⁇ , (220) ⁇ , and (311) ⁇ .
  • the packet grain size of tempered martensite was determined by determining the packet grain boundary using image analysis software (Image-Pro Plus ver. 7.0, manufactured by Nippon Roper Co., Ltd.), and then calculating the equivalent circle diameter by image analysis. .
  • Table 3 shows the average particle size.
  • a packet is a group of variants having almost the same crystal habit plane (Reference 2: Goro Miyamoto, Samurai Kinoshita, Satoshi Kuchiba, Yasutada Furuhara, Sakai Metals Society of Japan, vol. 79, p. 339 (2015). .).
  • the particle size of the iron-based carbide in the tempered martensite is determined by image analysis after determining the contour of the carbide using image analysis software (Image-Pro Plus ver.
  • the equivalent circle diameter was determined.
  • a histogram of individual equivalent circular diameters was created, and the average particle diameter and average aspect ratio were determined for the top 10% carbide groups with the largest particle diameters.
  • the aspect ratio was obtained from (major axis length) / (minor axis length).
  • an image scanning microscope image taken by the electron beam backscattering diffraction method (EBSD method) with the same number of photographing and magnification as the area ratio measurement conditions was used.
  • EBSD method electron beam backscattering diffraction method

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Abstract

引張強さ：９５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な靱性を有する薄鋼板およびその製造方法を提供する。　特定の成分組成と、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイトの面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイトの面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有することを特徴とする薄鋼板とする。

Description

薄鋼板およびその製造方法
　本発明は、薄鋼板およびその製造方法に関する。本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９５０ＭＰａ以上の強度で、優れた靱性を兼備する。このため、本発明の薄鋼板は、自動車用骨格部材の素材に適する。
　近年、地球環境保全の観点から、ＣＯ２排出量の規制を目的として自動車業界全体で自動車の燃費改善が指向されている。自動車の燃費改善には、使用部品の薄肉化による自動車の軽量化が最も有効であるため、近年、自動車部品用素材としての高強度鋼板の使用量が増加しつつある。
　一方、鋼板の靱性は高強度化にともない悪化する傾向にある。そのため、高強度に加え、靱性を兼備した鋼板が望まれている。これら特性を満足しない鋼板では、自動車部材成形時に割れといった欠陥が生じたり、成形後の耐衝撃性が著しく低下したりするため、自動車部品等への適用ができない。自動車部品等を軽量化するうえでは、高強度と靱性とを兼備した鋼板開発が必須であり、これまでにも高強度の冷延鋼板および溶融めっき鋼板について、様々な技術が提案されている。
　例えば、特許文献１では、質量％で、Ｃ：０．１０～０．５％、Ｓｉ：１．０～３．０％、Ｍｎ：１．５～３％、Ａｌ：０．００５～１．０％、Ｐ：０％超０．１％以下、およびＳ：０％超０．０５％以下を満足し、ポリゴナルフェライトが１０～５０％、残留オーステナイトが５％以上、ＥＢＳＤで得られるＩＱ分布を制御することで低温靱性に優れた高強度鋼板が得られるとしている。
　特許文献２では、質量％で、Ｃ：０．０５～０．１５％、Ｓｉ：０．０１～１．００％、Ｍｎ：１．５～４．０％、Ｐ：０．１００％以下、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１～０．５０％、Ｃｒ：０．０１０～２．０００％、Ｎｂ：０．００５～０．１００％、Ｔｉ：０．００５～０．１００％、Ｂ：０．０００５～０．００５０％を、Ｓｉ、Ｍｎ、ＣｒおよびＢを規定の範囲内で含有させ、面積率でフェライト：１０％以下、ベイニティックフェライト：２～３０％、マルテンサイト：６０～９８％を含み、Ｘ線回折法により求めた残留オーステナイトの割合が２％未満からなる金属組織としたうえで、ベイナイトのみに隣接する塊状マルテンサイトの全組織に占める割合が１０％以下とし、表面から板厚方向に１００μｍの位置と２０μｍの位置との硬度差を規定することで、耐衝撃性及び曲げ加工性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られるとしている。
特開２０１５－２００００６号公報 特許５８５８１９９号公報
　特許文献１で提案された技術では、残留オーステナイトを多く含み、曲げ加工時に残留オーステナイトが加工誘起変態することでマルテンサイトへと変化する。このマルテンサイトが曲げ加工後の靱性を低下させるため、特許文献１で提案された技術では、本発明で求める曲げ加工後の靱性が得られない。
　特許文献２で提案された技術では、マルテンサイトを主体とする組織で強度を得ている。マルテンサイトは曲げ加工後の靱性を低下させるため、特許文献２で提案された技術では、求める鋼板が得られない。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、引張強さ：９５０ＭＰａ以上を有し、かつ良好な靱性を有する薄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、引張強さ９５０ＭＰａかつ良好な靭性を兼備する薄鋼板の要件について鋭意検討した。本件で対象とする薄鋼板の板厚は、０．４ｍｍ以上３．２ｍｍ以下である。実際の自動車用部材の多くは曲げ加工がなされる。その曲げ加工部の靱性について鋭意検討を重ねた結果、焼入れままマルテンサイトおよび残留オーステナイトが一定量存在すると靱性が劣化する結果が得られた。特に残留オーステナイトから曲げ加工で塑性誘起変態したマルテンサイトは非常に硬度が高いために靱性におよぼす悪影響が顕著と考えられた。そこで、焼き戻しマルテンサイトを主体としたうえで、残留オーステナイトを低減した結果、良好な靱性が得られた。加えて、粗大な介在物は球状よりも偏平のものが適することが判明した。粗大な介在物は主に鉄系の炭化物（セメンタイト（Ｆｅ３Ｃ）、η炭化物（Ｆｅ２Ｃ）、χ炭化物（Ｆｅ２．２Ｃ）、ε炭化物（Ｆｅ２．４Ｃ））であり、これらの形態制御をするには低温域で析出を促進させることが有効であることを知見した。
　本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
　［１］質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有する薄鋼板。    
　［２］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する［１］に記載の薄鋼板。
　［３］前記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する［１］または［２］に記載の薄鋼板。
　［４］前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する［１］～［３］のいずれかに記載の薄鋼板。
　［５］表面にめっき層を備える［１］～［４］のいずれかに記載の薄鋼板。
　［６］前記めっき層の組成がＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計：０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる［５］に記載の薄鋼板。
　［７］前記めっき層が合金化溶融めっき層である［５］または［６］に記載の薄鋼板。
　［８］［１］から［４］のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる薄鋼板の製造方法。
　［９］前記滞留後、めっき処理を施す［８］に記載の薄鋼板の製造方法。
　［１０］前記めっき処理は、前記滞留後の鋼板をめっき浴に浸漬させ、必要に応じて５００℃以上６００℃以下の合金化処理を施す処理である［９］に記載の薄鋼板の製造方法。
　本発明によると、本発明の薄鋼板は、引張強さ（ＴＳ）：９５０ＭＰａ以上の高強度と、優れた靱性を兼ね備える。本発明の薄鋼板を自動車部品に適用すれば、自動車部品のさらなる軽量化が実現される。
　以下、本発明の実施形態について説明する。なお、本発明は以下の実施形態に限定されない。
　＜薄鋼板＞
　本発明の薄鋼板は、特定の成分組成と、特定の金属組織とを有する。以下、成分組成、金属組織の順で説明する。
　本発明の薄鋼板の成分組成は、質量％で、Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、Ｐ：０．０５％以下、Ｓ：０．００５％以下、Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、Ｎ：０．００６０％以下、Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上を含有する。
　上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　上記成分組成は、さらに、質量％で、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有してもよい。
　上記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有してもよい。
　上記以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。以下、各成分について説明する。以下の説明において成分の含有量の単位である「％」は「質量％」を意味する。
　Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下
　Ｃは、本発明鋼の主たる金属組織である焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために有効な元素である。引張強さ：９５０ＭＰａ以上を得るには、少なくともＣ含有量を０．０７％以上とする必要がある。一方、Ｃ含有量が０．２０％を上回ると、残留オーステナイトが生成し、靱性が低下する。そのため、Ｃ含有量の範囲を０．０７％以上０．２０％以下とした。下限について好ましいＣ含有量は０．０９％以上である。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．１２％以上である。上限について好ましいＣ含有量は０．１９％以下である。より好ましくは０．１７％以下、さらに好ましくは０．１５％以下である。最も好ましくは０．１４％以下である。
　Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下
　Ｓｉは、鉄系炭化物の粗大化を抑制するのに効果がある元素である。鉄系炭化物の粗大化を抑制することで靱性を良好なものとすることができる。この効果を得るには、少なくともＳｉ含有量を０．０１％以上にする必要がある。一方、Ｓｉ含有量が２．０％を上回ると、化成処理性やめっき性への悪影響が顕在化し、自動車用部材として適用が困難となる。以上から、Ｓｉ含有量範囲を０．０１％以上２．０％以下とした。下限について好ましいＳｉ含有量は０．０５％以上である。より好ましくは０．１０％以上、さらに好ましくは０．２０％以上である。上限について好ましいＳｉ含有量は１．６５％以下である。より好ましくは１．６０％以下、さらに好ましくは１．５５％以下である。
　Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下
　Ｍｎはフェライトからオーステナイトへの変態点を低下させ、本発明鋼の主たる金属組織である焼き戻しマルテンサイト生成を促す元素である。Ｍｎによる所望の効果を得るためには、Ｍｎ含有量を１．８％以上にする必要がある。一方、Ｍｎ含有量が３．５％を上回ると、残留オーステナイトが過度に生成されるため、靱性が悪化する。そのため、Ｍｎ含有量は１．８％以上３．５％以下とした。下限について好ましいＭｎ含有量は１．９％以上である。より好ましくは２．１％以上、さらに好ましくは２．３％以上である。上限について好ましいＭｎ含有量は３．０％以下である。より好ましくは２．９％以下、さらに好ましくは２．８％以下である。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、低温脆性を発生させる元素である。したがって、靱性の観点から、Ｐ含有量は極力低減することが好ましく、本発明では、Ｐ含有量は０．０５％まで許容できる。好ましくは０．０３％以下である。さらに好ましくは０．０２％以下である。Ｐ含有量を極力低減する方が望ましいが、製造上、０．００２％は不可避的に混入する場合がある。
　Ｓ：０．００５％以下
　Ｓは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、靱性に悪影響をもたらす。そのため、Ｓ含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、Ｓ含有量は０．００５％まで許容できるため、Ｓ含有量の上限を０．００５％とした。好ましくは、０．００３％以下である。さらに好ましくは０．００２％以下である。Ｓ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００２％までは不可避的に混入する場合がある。
　Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下
　ＡｌはＳｉと同様、鉄系炭化物の粗大化を抑制し、靱性改善に効果のある元素である。一方、２．０％を上回ると、粗大な酸化物生成により靱性に悪影響をもたらす。以上から、Ａｌ含有量は０．０１％以上２．０％以下とした。下限について好ましいＡｌ含有量は０．０３％以上である。より好ましくは０．０４％以上、さらに好ましくは０．０５％以上である。上限について好ましいＡｌ含有量は１．６０％以下である。より好ましくは１．４０％以下、さらに好ましくは１．２０％以下である。また、所望の平均アスペクト比を得る観点から、ＳｉとＡｌは合計で０．７％以上含有させる必要がある。好ましくは上記合計が０．８％以上である。より好ましくは上記合計が１．０％以上、さらに好ましくは１．２％以上である。また、上限について、上記合計は２．０％以下が好ましく、より好ましくは１．８％以下、さらに好ましくは１．６％以下である。
　Ｎ：０．００６０％以下
　Ｎは、常温時効性を悪化させ曲げ加工時に予期せぬ割れを発生させる。そのため、Ｎ含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では０．００６０％まで許容できる。好ましくは０．００５０％以下である。さらに好ましくは０．００４０％以下である。Ｎ含有量は極力低減する方が望ましいが、製造上、０．０００５％は不可避的に混入する場合がある。
　以上が本発明の薄鋼板の成分組成の基本成分であるが、さらに、以下の成分を含有してもよい。
　Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上
　Ｖ、ＴｉおよびＮｂは、Ｃと結合し微細な炭化物を形成することで鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、過度に含有させると粗大な炭化物として析出するため、靱性を悪化させる。以上の観点から、Ｖ：０．００１％以上１％以下、Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下とした。下限について好ましいＶ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０５０％以上である。さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＶ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＴｉ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましいＴｉ含有量は０．１％以下である。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。下限について好ましいＮｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。上限について好ましいＮｂ含有量は０．１％以下である。より好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０４％以下である。
　Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上
　Ｃｒ、ＭｏおよびＮｉは鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、これらの元素を過度に添加すると、変態点が大きく変化することで所望の金属組織が得られなくなり、靱性が悪化する。Ｂは焼鈍後のマルテンサイト変態以外のフェライト変態やベイナイト変態進行を遅延させ、所望の金属組織を安定的に得るために効果のある元素である。Ｓｂは表層に偏析することで脱炭を抑制し、表層組織の変質を防ぐ効果のある元素である。ＢやＳｂは過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下とした。下限について好ましいＣｒ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０３０％以上である。さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＣｒ含有量は０．８％以下である。より好ましくは０．７％以下、さらに好ましくは０．６％以下である。下限について好ましいＭｏ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０３０％以上、さらに好ましくは０．１００％以上である。上限について好ましいＭｏ含有量は０．６％以下である。より好ましくは０．５％以下、さらに好ましくは０．４％以下である。下限について好ましいＮｉ含有量は０．０１０％以上である。より好ましくは０．０２０％以上、さらに好ましくは０．０３０％以上である。上限について好ましいＮｉ含有量は０．５％以下である。より好ましくは０．３％以下、さらに好ましくは０．１％以下である。下限について好ましいＢ含有量は０．０００３％以上である。より好ましくは０．０００６％以上、さらに好ましくは０．０００９％以上である。上限について好ましいＢ含有量は０．００３０％以下である。より好ましくは０．００２５％以下、さらに好ましくは０．００２０％以下である。下限について好ましいＳｂ含有量は０．００５％以上である。より好ましくは０．００６％以上、さらに好ましくは０．００７％以上である。上限について好ましいＳｂ含有量は０．０３０％以下である。より好ましくは０．０２０％以下、さらに好ましくは０．０１０％以下である。
　ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下
　ＲＥＭ、ＭｇおよびＣａは、鋼中の硫化物を球状化させることで靱性を向上させる元素である。一方、過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下とした。下限について好ましい合計含有量は０．０００５％以上である。より好ましくは０．００１０％以上である。上限について好ましい合計含有量は０．０２％以下である。より好ましくは０．００５０％以下である。
　上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記任意成分の含有量が下限値未満の場合には、その任意元素を不可避的不純物として含むものとする。
　続いて、本発明の薄鋼板の金属組織について説明する。本発明の薄鋼板の金属組織は、フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト（焼戻しマルテンサイト）面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である。面積率や粒径や平均アスペクト比については、実施例に記載の方法で測定して得られる値を採用する。
　フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）
　フェライトの生成によりＭｓ点が減少することで焼き戻されていないマルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）や残留オーステナイトが増加し、靱性に悪影響をもたらす。本発明鋼においてフェライト面積率３０％までは許容できるため、上限を３０％とした。好ましくは、２５％以下である。より好ましくは２２％以下、さらに好ましくは１７％以下である。また、フェライト面積率は０％でもよいが、１％以上含むことも多い。また、３％以上含む場合もある。
　焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％を含む）
　焼き戻されたマルテンサイト（焼き戻しマルテンサイト）はラス構造を有するミクロ組織内部に鉄系の炭化物が析出した組織である。焼き戻しマルテンサイトは焼き戻されていないマルテンサイトよりも強度および靱性のバランスに優れる。そのため、本発明では、主たる金属組織として焼き戻しマルテンサイトを選択した。引張強さ９５０ＭＰａ以上を得るには、焼き戻しマルテンサイトは７０％以上とする必要がある。好ましくは、７５％以上である。より好ましくは８０％以上、さらに好ましくは８５％以上である。また、焼き戻しマルテンサイト面積率が１００％でもよい。焼き戻しマルテンサイトは９８％以下であることが多い。
　焼き戻されたマルテンサイトのパケットの平均粒径は靱性の観点から、３．５μｍ以下とすることが好ましい。より好ましくは３．３μｍ以下、さらに好ましくは３．１μｍ以下である。パケットは、ほぼ平行な晶癖面を共有するラスの集団を一つの単位としているので、焼き戻されたマルテンサイトの場合、炭化物の配向が同じ結晶粒をパケットサイズとすればよい。上記平均粒径の下限は特に限定されないが、通常、１．５μｍ以上である。また、２．０μｍ以上であることも多い。
　焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい上位１０％の平均アスペクト比が３．５以上
　粗大な炭化物は靱性に悪影響をもたらす。生成した鉄系炭化物の個々の粒子径を測定し、粒子径が上位１０％の炭化物のアスペクト比（平均アスペクト比）が靱性に対し影響が大きい。この鉄系炭化物のアスペクト比が３．５以上であれば、所望の特性が得られる。好ましい上記アスペクト比は４．０以上である。より好ましくは４．５以上である。アスペクト比の上限は特に限定されないが、１０．０以下や９．０以下であることが多い。また、上位１０％の平均炭化物径は０．４μｍ以下とすることが好ましく、０．３μｍ以下がより好ましい。上記平均炭化物径の下限は特に限定されないが、０．０５μｍ以上や０．１μｍ以上になることが多い。
　残留オーステナイト面積率が４．５％以下
　残留オーステナイトは曲げ加工後の靱性を著しく低下させるため、可能な限り低減する必要がある。本発明鋼において残留オーステナイトは４．５％までは許容できる。好ましくは、３．８％以下である。より好ましくは４．０％以下、さらに好ましくは３．５％以下である。下限は０％まで含まれるが、実際には０．２％は生成することが多い。
　上記フェライト、焼戻されたマルテンサイト、残留オーステナイト以外の相を含んでもよい。上記以外のその他の相としては、焼入れままマルテンサイト、ベイナイト、パーライト等を例示できる。これらの相の合計面積率は５％以下が好ましい。
　本発明では、靱性の観点から残留オーステナイトや焼き戻されていないマルテンサイト（焼入れままマルテンサイト）を可能な限り低減している。残留オーステナイトや焼き戻されていないマルテンサイトはマルテンサイト変態開始温度（Ｍｓ点）の低温化により増加する傾向にある。そのため、Ｍｓ点は３５０℃以上とすることが好ましい。上限は特に限定されないが５００℃以下になることが多い。Ｍｓ点は、（１）式によって計算できる。（１）式は参考文献１（Ｗｉｌｌｉａｍ　Ｃ．　Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田　成康監訳、レスリー鉄鋼材料学、丸善、東京、１９８７年、２３１頁）に焼鈍中のＣ分配の影響を考慮したＭｓ点の予測式である。ここで、［Ｍ］（Ｍ＝Ｃ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｍｏ）は各元素の含有量（質量％）であり、Ｖｆは焼鈍中のフェライト面積率である。焼鈍中のフェライト面積率は、熱膨張測定装置によって求める。求めるにあたっては、昇温速度および焼鈍温度および焼鈍時の保持時間を模擬した熱処理を施したうえで、急冷すればよい。急冷速度は可能な限り高いことが好ましく、冷却開始からＭｓ点までの平均冷却速度は５０℃／ｓ以上がより好ましい。
Ｍｓ点（℃）＝５６１－４７４×［Ｃ］／（１－Ｖｆ／１００）－３３×［Ｍｎ］－１７×［Ｎｉ］－１７×［Ｃｒ］－２１×［Ｍｏ］・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・・（１）
なお、（１）式中の元素記号は、各元素の含有量（質量％）を意味する。
　続いて、めっき層について説明する。本発明の薄鋼板は表面にめっき層を有する薄鋼板でもよい。めっき層を構成する成分（めっき層の組成）は特に限定されず、一般的な成分であればよい。例えば、めっき層は、質量％で、Ｆｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下を含有し、さらに、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計で０％以上３．５％以下含有し、残部がＺｎ及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、合金化されためっき層（合金化溶融めっき層）であってもよい。
　本発明の薄鋼板は、実施例で記載の方法で測定した引張強さが９５０ＭＰａ以上である。また、通常、本発明の薄鋼板の引張強さは１３００ＭＰａ以下である。また、本発明にとって、課題解決のために必須ではないが、実施例に記載の方法で測定した降伏強さは６００ＭＰａ以上１０００ＭＰａ以下であることが多い。また、本発明にとって、課題解決のために必須ではないが、実施例に記載の方法で測定した伸びは、１０％以上２０％以下であることが多い。
　＜薄鋼板の製造方法＞
　次に、本発明の高強度めっき鋼板の製造方法について説明する。本発明の薄鋼板の製造方法は、鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り（熱間圧延工程）、冷間圧延を施し（冷間圧延工程）、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる（焼鈍工程）。
　熱間圧延工程とは、上記成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取る工程である。
　上記鋼素材製造のための、溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、真空脱ガス炉にて２次精錬を行ってもよい。その後、生産性や品質上の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましい。また、造塊－分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしてもよい。
　鋼素材の加熱温度：１１５０℃以上１３５０℃以下
　本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の金属組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が１１５０℃を下回ると所望の仕上げ完了圧延温度を得ることができない。一方、加熱温度が１３５０℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は１１５０℃以上１３５０℃以下とした。望ましくは１１８０℃以上１３２０℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
　仕上げ圧延温度：８２０℃以上
　仕上げ圧延温度が８２０℃を下回ると、圧延中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、鋼板の局所的な強度が変動するため、次工程の冷間圧延の板厚精度が悪化する。そのため、仕上げ圧延温度は８２０℃以上とした。好ましくは８４０℃以上である。仕上げ圧延温度の上限は特に限定されないが、通常、１０６０℃以下である。
　巻取温度：３５０℃以上６８０℃以下
　巻取温度が３５０℃を下回ると熱延板の形状が悪化し、冷間圧延後の板厚精度が悪化する。巻取温度が６８０℃を上回ると、熱延板表面に酸洗で除去しきれない酸化皮膜が生成し、冷延後の表面外観を損ねる。以上から、巻取温度の範囲を３５０℃以上６８０℃以下とした。好ましい下限は３８０℃以上である。好ましい上限は６５０℃以下である。
　続いて行う冷間圧延工程とは、上記熱間圧延工程後に熱延板を冷間圧延する工程である。所望の板厚を得るため、熱間圧延工程後の熱延板に冷間圧延を施す必要がある。通常、酸洗後に冷間圧延するが、酸洗条件は通常の条件であればよい。
　上記冷間圧延における、圧延率は特に限定されないが、通常、２０～８０％である。
　続いて行う焼鈍工程とは、冷間圧延工程後に、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる工程である。
　８２０℃以上で焼鈍
　（１）式から、フェライトが焼鈍時に多量に残存した状態であると、Ｍｓ点が低下し所望の鋼板組織（金属組織）が得られなくなる。フェライトからオーステナイトへの変態を進行させる観点から、８２０℃以上で焼鈍する必要がある。好ましくは、８３０℃以上である。上限は特に設けないが、実質９００℃以下である。また、焼戻しマルテンサイトのパケットサイズを小さくする観点から、加熱中転位の回復を抑制させながらフェライトからオーステナイトへ変態させることが望ましい。そのため、回復の影響が顕著となる４００℃から７００℃までの平均加熱速度は５０℃／ｓ以上とすることが望ましい。４００℃から７００℃までの平均加熱速度の上限は、特に限定されないが、通常、１００℃／ｓ以下である。また、オーステナイトの粒成長を抑制し上記パケットを微細化させつつ、フェライトからオーステナイトへ変態を促進させる観点から、７００℃から最高到達温度までの平均加熱温度は、７℃／ｓ以上とし、最高到達温度は焼鈍温度＋１０℃以上とし、最高到達温度以降は、２０℃／ｓ以上での冷却までの平均冷却速度が０．０５℃／ｓ以上で冷却することが好ましい。また、７００℃から最高到達温度までの平均加熱温度は、通常、２０℃／ｓ以下である。また、最高到達温度は、通常、焼鈍温度＋１５℃以下である。また、２０℃／ｓ以上での冷却までの平均冷却速度は、通常、２．０℃／ｓ以下である。ここで、焼鈍温度とは、焼鈍終了直後での温度とする。温度計の位置は、焼鈍炉出口から３ｍ以内に温度計があることが好ましい。また、冷間圧延後の加熱条件である、加熱開始からの平均加熱速度等は特に限定されず、適宜設定すればよい。
　冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却
　オーステナイトからマルテンサイト変態させ、次工程以降で所望の焼き戻しマルテンサイトを生成させる必要があるため、本工程での冷却ではフェライト変態やベイナイト変態を抑制する必要がある。このため、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度は２０℃／ｓ以上で冷却する必要がある。好ましくは３０℃／ｓ以上である。また、上記平均冷却速度は、通常、３００℃／ｓ以下である。ここで冷却開始温度とは焼鈍の終了直後の温度である。また、本冷却において、冷却停止温度はＭｓ点以下であればよく、通常１４０℃以上２８０℃以下である。
　３００℃から冷却停止までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却
　３００℃から１４０℃までの温度域は鉄系炭化物がマルテンサイト中に顕著に析出する温度域である。本冷却で析出した鉄系炭化物は本発明で求めるアスペクト比の大きいものであるため、低温靱性を上昇させるために重要な工程となる。所望の組織を得るには、３００℃から冷却停止までの平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却させる必要があり、好ましくは９℃／ｓ以下である。また、上記平均冷却速度は、通常、１℃／ｓ以上である。
　冷却停止温度２２０℃以下
　上記冷却では、マルテンサイト変態をほぼ完了させ、残留オーステナイトをさせないようにするには、冷却停止温度は２２０℃以下とする必要がある。好ましくは２００℃以下である。下限温度は特に設けないが、生産設備の制約上、１２０℃程度が下限である。
　２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留
　上記冷却後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる。炭化物のアスペクト比を制御する等して、靱性を向上させる効果がある。所望の鋼板組織を得るには、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる必要がある。好ましい滞留時間は２５０秒以下である。より好ましくは、３３０℃以上４３０℃以下で４５秒以上２００秒以下である。
　めっき鋼板（めっき層を有する薄鋼板）および合金化めっき鋼板（合金化めっき層を有する薄鋼板）を製造する場合、上記工程後、めっき浴に浸漬する等し、めっき鋼板としたり、合金化めっき処理をさらに施し合金化めっき鋼板とできる。なお、合金化処理温度は、５００℃以上６００℃以下とする。
　表１に示す成分組成を有する肉厚２５０ｍｍの鋼素材に、表２に示す熱延条件で熱間圧延工程を施して熱延板とし、冷間圧延率が２８％以上６５％以下の冷間圧延工程を施して冷延板とし、表２に示す条件の焼鈍を連続焼鈍ラインもしくは連続溶融めっきラインで施した。Ｖｆは（２）式で計算、もしくは熱膨張測定装置を用いて計測した。その後、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した。ここで、連続溶融めっきラインで浸漬するめっき浴（めっき組成：Ｚｎ－０．１３質量％Ａｌ）の温度は４６０℃であり、めっき付着量はＧＩ材（溶融めっき鋼板）、ＧＡ材（合金化溶融めっき鋼板）ともに片面当たり４５～６５ｇ／ｍ２とし、ＧＡ材のめっき層中に含有するＦｅ量は６～１４質量％の範囲とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　上記により得られた冷延鋼板（ＣＲ材）、溶融めっき鋼板もしくは合金化溶融めっき鋼板から試験片を採取し、以下の手法で評価した。
　（ｉ）組織観察
　各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を１％ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で２０００倍に拡大して鋼板表面から板厚方向に１／４ｔ（ｔは厚み）位置を１０視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕やセメンタイトが観察されない形態を有する組織であり、焼き戻しマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の微細なセメンタイトおよび腐食痕が認められる組織である。フェライト相、焼き戻しマルテンサイトとこれら以外の焼入ままマルテンサイト、ベイナイトといった組織の面積率を求め、結果を表３に示した。
　残留オーステナイト面積率は、鋼板を板厚方向に対して１／４を研削加工し、２００μｍ以上の化学研磨を施した板面を対象にＸ線回折強度により定量した。入射線源はＭｏＫα線を用い、（２００）α、（２１１）α、（２００）γ、（２２０）γ、（３１１）γのピークから測定した。
　焼き戻しマルテンサイトのパケット粒径は、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．７．０，株式会社日本ローパー製）を用いてパケット粒界を決定した後、画像解析により等価円直径を求めた。表３には粒径の平均値を示した。パケットは、ほぼ同じ晶癖面を持つバリアントの集団である（参考文献２：宮本 吾郎， 金下 武士， 知場 三周， 古原 忠， 日本金属学会誌，ｖｏｌ．７９，ｐ．３３９（２０１５）．）。焼き戻しマルテンサイト中の鉄系炭化物の粒子径も同様に、画像解析ソフト（Ｉｍａｇｅ－Ｐｒｏ　Ｐｌｕｓ　ｖｅｒ．７．０，株式会社日本ローパー製）を用いて炭化物の輪郭を決定した後、画像解析により等価円直径を求めた。個々の等価円直径のヒストグラムを作成し、粒子径が大きい上位１０％の炭化物群を対象に平均粒子径および平均アスペクト比を求めた。アスペクト比は（長軸長さ）／（短軸長さ）から求めた。なお、上記画像解析には、撮影数、倍率を面積率測定条件と同一とし、電子線後方散乱回折法（ＥＢＳＤ法）によって撮影した画像（走査型顕微鏡画像）を用いた。
　（ｉｉ）引張試験
　得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にＪＩＳ５号引張試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１（２０１１）の規定に準拠した引張試験を５回行い、平均の降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、全伸び（Ｅｌ）を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは１０ｍｍ／ｍｉｎとした。表３において、引張強さ:９５０ＭＰａ以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
　（ｉｉｉ）靱性評価
　靭性の評価には、幅１００ｍｍ、長さ３５ｍｍの端面研削加工した試験片を用い、（ポンチ半径）／（板厚）が３．０のＶ曲げ試験を行った。ストローク速度は５０ｍｍ／ｍｉｎとし、最大荷重８０ｋＮ、最大荷重保持時間を５秒とした。目視により曲げ稜線の欠陥有無を調査した。目視観察で割れが認められたものは不合格として「×」とした。なお、この曲げ試験の時点で割れが認められたのは、Ｎｏ．２７であった。この曲げ試験後サンプルを用いて、－１２０℃もしくは－８０℃の不凍液に５分浸漬し、ポンチ半径１．０ｍｍでただちにＵ曲げ試験を行った。ポンチがサンプルに接触してから５ｍｍ押し込んだ時点で割れ（目視観察で判断）が生じなかったものは、本発明で求める靱性を持つ鋼板として「○」、脆性破壊した鋼板を不合格として「×」とし、結果を表３に示した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　本発明例はいずれも、引張強さＴＳ：９５０ＭＰａ以上であり、且つ、良好な靭性が得られたことがわかる。一方、本発明の範囲を外れる比較例は引張強さ９５０ＭＰａに達していないか、靱性評価で良好なものが得られなかった。

 
 

Claims (10)

  1. 　質量％で、
    Ｃ：０．０７％以上０．２０％以下、
    Ｓｉ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｍｎ：１．８％以上３．５％以下、
    Ｐ：０．０５％以下、
    Ｓ：０．００５％以下、
    Ａｌ：０．０１％以上２．０％以下、
    Ｎ：０．００６０％以下、
    Ｓｉ＋Ａｌ：０．７％以上、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    　フェライト面積率が３０％以下（０％を含む）、焼き戻されたマルテンサイト面積率が７０％以上（１００％含む）、残留オーステナイト面積率が４．５％以下（０％を含む）であり、焼き戻されたマルテンサイト粒内に析出した鉄系炭化物の粒子径が大きい方から１０％の鉄系炭化物の平均アスペクト比が３．５以上である金属組織とを有する薄鋼板。
  2. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｖ：０．００１％以上１％以下、
    Ｔｉ：０．００１％以上０．３％以下、
    Ｎｂ：０．００１％以上０．３％以下の１種または２種以上を含有する請求項１に記載の薄鋼板。
  3. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、
    Ｃｒ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｍｏ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｎｉ：０．００１％以上１．０％以下、
    Ｂ：０．０００１％以上０．００５０％以下、
    Ｓｂ：０．００１％以上０．０５０％以下の１種または２種以上を含有する請求項１または２に記載の薄鋼板。
  4. 　前記成分組成は、さらに、質量％で、ＲＥＭ、Ｍｇ、Ｃａのいずれか１種または２種以上を合計で０．０００１％以上０．１％以下含有する請求項１～３のいずれかに記載の薄鋼板。
  5. 　表面にめっき層を備える請求項１～４のいずれかに記載の薄鋼板。
  6. 　前記めっき層の組成がＦｅ：２０．０％以下、Ａｌ：０．００１％以上３．５％以下、Ｐｂ、Ｓｂ、Ｓｉ、Ｓｎ、Ｍｇ、Ｍｎ、Ｎｉ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃａ、Ｃｕ、Ｌｉ、Ｔｉ、Ｂｅ、Ｂｉ、ＲＥＭから選択する１種または２種以上を合計：０％以上３．５％以下を含有し、残部がＺｎ及び不可避不純物からなる請求項５に記載の薄鋼板。
  7. 　前記めっき層が合金化溶融めっき層である請求項５または６に記載の薄鋼板。
  8. 　請求項１から４のいずれかに記載の成分組成を有する鋼素材を、１１５０℃以上１３５０℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、８２０℃以上で仕上げ圧延終了後、３５０℃以上６８０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、８２０℃以上で焼鈍した後、冷却開始温度からＭｓ点までの平均冷却速度が２０℃／ｓ以上で冷却し、３００℃から冷却停止温度である２２０℃以下までを平均冷却速度が１２℃／ｓ以下で冷却した後、加熱し、２５０℃以上４４０℃以下で３０秒以上滞留させる薄鋼板の製造方法。
  9. 　前記滞留後、めっき処理を施す請求項８に記載の薄鋼板の製造方法。
  10. 　前記めっき処理は、前記滞留後の鋼板をめっき浴に浸漬させ、必要に応じて５００℃以上６００℃以下の合金化処理を施す処理である請求項９に記載の薄鋼板の製造方法。
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JP2017564150A JP6354919B1 (ja) 2016-08-30 2017-08-29 薄鋼板およびその製造方法
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Cited By (8)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2020122213A (ja) * 2019-01-29 2020-08-13 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
KR20210105419A (ko) * 2019-01-29 2021-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
WO2022019209A1 (ja) 2020-07-20 2022-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
WO2022149502A1 (ja) 2021-01-07 2022-07-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP2022532625A (ja) * 2019-05-15 2022-07-15 アルセロールミタル 冷間圧延マルテンサイト鋼及びそのマルテンサイト鋼の方法
US11427878B2 (en) * 2019-10-12 2022-08-30 Northeastern University Ultrahigh-strength ultrahigh-toughness and low-density dual-phase lamellar steel plate and preparation method therefor
WO2023162573A1 (ja) 2022-02-25 2023-08-31 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2024500721A (ja) * 2020-12-18 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法

Families Citing this family (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102538733B1 (ko) * 2018-12-18 2023-05-31 아르셀러미탈 내지연 파괴성이 높은 프레스 경화된 부분 및 그 제조 방법
CA3163376C (en) * 2019-12-13 2024-02-27 Arcelormittal Heat treated cold rolled steel sheet and a method of manufacturing thereof
CN115698365B (zh) * 2020-07-20 2024-03-26 安赛乐米塔尔公司 经热处理的冷轧钢板及其制造方法
KR102463731B1 (ko) * 2020-11-25 2022-11-07 현대제철 주식회사 용융아연도금용 도금욕 및 이를 이용하여 형성한 용융아연도금 강판, 및 그 제조방법
KR102366284B1 (ko) * 2020-12-28 2022-02-23 현대제철 주식회사 핫 스탬핑 부품 및 그 제조방법
KR102798279B1 (ko) * 2022-09-16 2025-04-23 현대제철 주식회사 초고강도 냉연 강판 및 그 제조방법
CN115627424B (zh) * 2022-11-07 2023-08-18 鞍钢股份有限公司 一种1.5GPa级高塑性冷轧DH钢及其制备方法
JP2026502075A (ja) 2022-12-09 2026-01-21 アルセロールミタル 冷間圧延被覆鋼板及びその製造方法
CN120330437B (zh) * 2025-06-20 2025-08-22 太原科技大学 一种耐磨马氏体不锈钢及其制备方法

Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010132945A (ja) * 2008-12-03 2010-06-17 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2012031466A (ja) * 2010-07-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
WO2014077294A1 (ja) * 2012-11-14 2014-05-22 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2014185405A1 (ja) * 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2016103534A1 (ja) * 2014-12-22 2016-06-30 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
WO2016132680A1 (ja) * 2015-02-17 2016-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法

Family Cites Families (16)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5858199B2 (ja) 1981-05-02 1983-12-23 株式会社 福山織機製作所 畳縫着機用畳床裁断装置
CA2433626C (en) * 2000-12-29 2009-12-08 Nippon Steel Corporation High strength hot-dip galvanized or galvannealed steel sheet having improved plating adhesion and press formability and process for producing the same
EP2465962B1 (en) 2006-07-14 2013-12-04 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho High-strength steel sheets and processes for production of the same
WO2009066734A1 (ja) 2007-11-22 2009-05-28 Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho 高強度冷延鋼板
JP5365216B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板とその製造方法
JP5365217B2 (ja) * 2008-01-31 2013-12-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
KR101230803B1 (ko) 2008-03-07 2013-02-06 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 냉간 압연 강판
WO2010109702A1 (ja) 2009-03-27 2010-09-30 株式会社神戸製鋼所 冷延鋼板
JP5418047B2 (ja) * 2008-09-10 2014-02-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
CN103842545A (zh) * 2011-09-28 2014-06-04 杰富意钢铁株式会社 高强度钢板及其制造方法
JP5728108B2 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 加工性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
JP5728115B1 (ja) 2013-09-27 2015-06-03 株式会社神戸製鋼所 延性および低温靭性に優れた高強度鋼板、並びにその製造方法
EP3054025B1 (en) 2013-12-18 2018-02-21 JFE Steel Corporation High-strength galvanized steel sheet and method for manufacturing the same
JP6354268B2 (ja) 2014-04-02 2018-07-11 新日鐵住金株式会社 打抜き穴広げ性と低温靭性に優れた引張最大強度９８０ＭＰａ以上の高強度熱延鋼板及びその製造方法
JP5958666B1 (ja) * 2014-12-22 2016-08-02 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
EP3279353B1 (en) * 2015-04-01 2019-03-27 JFE Steel Corporation Hot-rolled steel sheet and method for producing same

Patent Citations (6)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2010132945A (ja) * 2008-12-03 2010-06-17 Nippon Steel Corp 耐遅れ破壊特性および溶接性に優れる高強度厚鋼板およびその製造方法
JP2012031466A (ja) * 2010-07-30 2012-02-16 Jfe Steel Corp 高強度鋼板およびその製造方法
WO2014077294A1 (ja) * 2012-11-14 2014-05-22 Ｊｆｅスチール株式会社 自動車用衝突エネルギー吸収部材およびその製造方法
WO2014185405A1 (ja) * 2013-05-14 2014-11-20 新日鐵住金株式会社 熱延鋼板およびその製造方法
WO2016103534A1 (ja) * 2014-12-22 2016-06-30 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
WO2016132680A1 (ja) * 2015-02-17 2016-08-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度冷延薄鋼板およびその製造方法

Cited By (20)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
KR102500089B1 (ko) * 2019-01-29 2023-02-14 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
KR20210105419A (ko) * 2019-01-29 2021-08-26 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그의 제조 방법
EP3901293A4 (en) * 2019-01-29 2022-01-05 JFE Steel Corporation HIGH STRENGTH HOT-GALVANIZED STEEL SHEET AND MANUFACTURING PROCESS FOR IT
US11643701B2 (en) 2019-01-29 2023-05-09 Jfe Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and manufacturing method therefor
JP7056631B2 (ja) 2019-01-29 2022-04-19 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
JP2020122213A (ja) * 2019-01-29 2020-08-13 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
JP2022532625A (ja) * 2019-05-15 2022-07-15 アルセロールミタル 冷間圧延マルテンサイト鋼及びそのマルテンサイト鋼の方法
JP7827756B2 (ja) 2019-05-15 2026-03-10 アルセロールミタル 冷間圧延マルテンサイト鋼及びそのマルテンサイト鋼の方法
JP2024045307A (ja) * 2019-05-15 2024-04-02 アルセロールミタル 冷間圧延マルテンサイト鋼及びそのマルテンサイト鋼の方法
US11427878B2 (en) * 2019-10-12 2022-08-30 Northeastern University Ultrahigh-strength ultrahigh-toughness and low-density dual-phase lamellar steel plate and preparation method therefor
KR20230012028A (ko) 2020-07-20 2023-01-25 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
US12305258B2 (en) 2020-07-20 2025-05-20 Nippon Steel Corporation Steel sheet and manufacturing method thereof
WO2022019209A1 (ja) 2020-07-20 2022-01-27 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
JP7684402B2 (ja) 2020-12-18 2025-05-27 ポスコ カンパニー リミテッド めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
JP2024500721A (ja) * 2020-12-18 2024-01-10 ポスコ カンパニー リミテッド めっき密着性及び溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
WO2022149502A1 (ja) 2021-01-07 2022-07-14 日本製鉄株式会社 鋼板及びその製造方法
US12173380B2 (en) 2021-01-07 2024-12-24 Nippon Steel Corporation Steel sheet and method for producing same
KR20230086778A (ko) 2021-01-07 2023-06-15 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 강판 및 그 제조 방법
KR20240144265A (ko) 2022-02-25 2024-10-02 닛폰세이테츠 가부시키가이샤 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
WO2023162573A1 (ja) 2022-02-25 2023-08-31 日本製鉄株式会社 亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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