JP2013133498A - High-strength hot-rolled thin steel sheet for plating excellent in corrosion resistance, and manufacturing method therefor - Google Patents
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Abstract
Description
本発明は、自動車用足回り部材の素材として好適な、めっき用高強度熱延薄鋼板に係り、とくに、めっき性および耐食性向上に関する。ここでいう「薄鋼板」とは、板厚3.2mm以下の鋼板をいうものとする。 The present invention relates to a high-strength hot-rolled steel sheet for plating, which is suitable as a material for an automobile underbody member, and more particularly to improvement of plating properties and corrosion resistance. The “thin steel plate” referred to here is a steel plate having a thickness of 3.2 mm or less.
近年、自動車業界においては、地球環境の保全という観点から、炭酸ガスCO2排出量を削減すべく、自動車の燃費を改善することが常に重要な課題となってきた。自動車の燃費向上には、自動車車体の軽量化を図ることが有効であるが、自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図る必要がある。自動車部品用素材となる鋼板を高強度化し、素材を薄肉化すれば、自動車車体としての強度を低下することなく、車体の軽量化が達成できる。このようなことから、最近では、これら自動車部品用素材に対し、高強度化の要望が非常に強くなり、これらの自動車部品用素材への高強度薄鋼板の適用が増加し、最近では、引張強さが780MPa以上を有する高強度鋼板の使用も考えられるようになってきた。 In recent years, improving the fuel efficiency of automobiles has always been an important issue in the automobile industry in order to reduce carbon dioxide CO 2 emissions from the viewpoint of protecting the global environment. It is effective to reduce the weight of an automobile body to improve the fuel efficiency of the automobile, but it is necessary to reduce the weight of the vehicle body while maintaining the strength of the automobile body. If the strength of the steel sheet used for automobile parts is increased and the material is made thinner, the weight of the car body can be reduced without reducing the strength of the car body. For these reasons, recently, there is a strong demand for higher strength for these automotive parts materials, and the application of high-strength thin steel sheets to these automotive parts materials has increased. The use of high-strength steel sheets having a strength of 780 MPa or more has been considered.
自動車部品用鋼板は、厳しい腐食環境で使用されるため、優れた耐食性、とくに耐穴あき耐食性が要求される。そのため、部品軽量化の要望に応じて、使用する素材を高強度化し薄肉鋼板（薄鋼板）とすると、腐食による穴あきの危険性が顕在化する。このため、自動車部品用素材としての高強度薄鋼板には、更なる耐食性の向上が要望されている。
このような要望に対し、例えば特許文献１には、耐孔あき腐食性に優れた高張力鋼板が記載されている。特許文献１に記載された技術では、重量％で、Ｃ：0.1％以下、Mn：0.1〜2.0％、Ｓ：0.010％以下、Al：0.01〜0.1％、Ｎ：0.008％以下、Mo：0.05〜2.0％を含み、さらに、Ｐ：0.05〜0.20％、Cu：0.05〜1.0を複合含有する組成としたうえで、フェライトまたはベイナイトの単相組織、もしくはフェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトのうちの２種以上の相からなる混合組織として、高張力鋼板の耐孔あき腐食性を向上させている。しかし、特許文献１に記載された技術では、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトのうちの２種以上の相からなる混合組織を利用する場合には、これらの相は異なる自由エネルギーを有するため、腐食環境にさらされると、異なる二相間で起電力が発生し、そのため酸化反応が促進されて、十分な耐食性を得ることが難しいという問題がある。
Since steel plates for automobile parts are used in a severe corrosive environment, excellent corrosion resistance, particularly perforated corrosion resistance is required. For this reason, if the strength of the material used is reduced to a thin steel plate (thin steel plate) in response to a request for reducing the weight of the component, the risk of perforation due to corrosion becomes obvious. For this reason, further improvement in corrosion resistance is desired for high-strength thin steel sheets as materials for automobile parts.
In response to such a demand, for example, Patent Document 1 describes a high-tensile steel plate excellent in perforated corrosion resistance. In the technique described in Patent Document 1, by weight, C: 0.1% or less, Mn: 0.1 to 2.0%, S: 0.010% or less, Al: 0.01 to 0.1%, N: 0.008% or less, Mo: 0.05 to In addition to a composition containing 2.0%, further containing P: 0.05 to 0.20% and Cu: 0.05 to 1.0, two or more of ferrite, bainite, or ferrite, bainite and martensite As a mixed structure consisting of these phases, the perforated corrosion resistance of high-tensile steel sheets is improved. However, in the technique described in Patent Document 1, when using a mixed structure composed of two or more phases of ferrite, bainite, and martensite, these phases have different free energies, so When exposed to the above, there is a problem that an electromotive force is generated between two different phases, so that the oxidation reaction is promoted and it is difficult to obtain sufficient corrosion resistance.
また、特許文献２には、耐穴あき腐食性に優れた熱延鋼板が記載されている。特許文献２に記載された技術では、重量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.2〜2.5％、Mn：3.0％以下、Ｓ：0.016％以下、Nｉ：1.0％以下を含み、さらにＰ：0.03〜0.2％、Cu：0.05〜1.0％を複合含有する組成とし、組織をフェライト単相部およびフェライトと0.5μm以下のセメンタイトを主体とする炭化物が混在した第二相からなる組織とを有する鋼板として、穴あき腐食を抑制するとしている。すなわち、特許文献２に記載された技術では、実質的にフェライト単相とし、さらにセメンタイトの大きさを小さくして、耐穴あき腐食性を向上させている。しかし、特許文献２に記載された技術では、耐食性、めっき性を低下させるMnを多量に含有しており、耐食性が低下するとともに、表面の濡れ性が低下しめっき性が低下して、不めっきとなる部分が生じやすくなり、十分に耐食性を具備した鋼板となっているとはいえないという問題がある。とくに薄肉化した部品では、不めっきは穴あきの原因となる。 Patent Document 2 describes a hot-rolled steel sheet having excellent perforated corrosion resistance. The technique described in Patent Document 2 includes, by weight, C: 0.01 to 0.10%, Si: 0.2 to 2.5%, Mn: 3.0% or less, S: 0.016% or less, Ni: 1.0% or less, and P : 0.03-0.2%, Cu: 0.05-1.0% composite composition, the structure has a structure consisting of a single phase part of ferrite and a second phase composed of ferrite and carbide mainly composed of cementite of 0.5 μm or less As a steel sheet, perforated corrosion is suppressed. That is, in the technique described in Patent Document 2, the ferrite single phase is substantially used, and the cementite resistance is improved by reducing the size of cementite. However, the technique described in Patent Document 2 contains a large amount of Mn that lowers the corrosion resistance and the plating property, and the corrosion resistance is lowered, and the wettability of the surface is lowered and the plating property is lowered. Therefore, there is a problem that it cannot be said that the steel sheet has sufficient corrosion resistance. Especially in thin parts, non-plating causes holes.
また、特許文献３には、溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れ、引張強さ800MPa以上を有する溶融亜鉛めっき高強度鋼板が記載されている。特許文献３に記載された技術では、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.5％以下、Mn：0.01〜３％、Ｐ：0.0010〜0.1％、Ｓ：0.0010〜0.05％、Al：0.005〜４％を含み、さらにMo：0.01〜5.0％、Nb：0.001〜1.0％の１種または２種を、Nb、Mo、Mn、Ｃ含有量が特定の関係を、またAl、Si含有量が特定の関係を、満たすように含有し、さらに、Cr：0.01〜５％、Ni：0.01〜５％、Cu：0.01〜５％の１種または２種以上を、Al、Si、Cr、Ni、Cu含有量が特定の関係を、満たすように含有する組成とし、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを面積率で70％以上含有する組織の高強度鋼板としている。これにより、溶接性、穴拡げ性および耐食性が向上するとしている。特許文献３に記載された技術では、とくに低Si化もしくはNiおよびCuの含有により、耐食性を向上させている。 Patent Document 3 describes a hot-dip galvanized high-strength steel sheet that has excellent weldability, hole expansibility, and corrosion resistance, and has a tensile strength of 800 MPa or more. In the technique described in Patent Document 3, C: 0.01 to 0.20%, Si: 1.5% or less, Mn: 0.01 to 3%, P: 0.0010 to 0.1%, S: 0.0010 to 0.05%, Al: 0.005 to 4% In addition, one or two of Mo: 0.01-5.0%, Nb: 0.001-1.0%, Nb, Mo, Mn, C content has a specific relationship, and Al, Si content has a specific relationship In addition, one or more of Cr: 0.01-5%, Ni: 0.01-5%, Cu: 0.01-5%, Al, Si, Cr, Ni, Cu content Is a high strength steel sheet having a structure containing 70% or more of bainite or bainitic ferrite in area ratio. Thereby, it is supposed that weldability, hole expansibility, and corrosion resistance will improve. In the technique described in Patent Document 3, the corrosion resistance is improved particularly by reducing the Si content or containing Ni and Cu.
しかしながら、特許文献３に記載された技術では、耐食性、めっき性を低下させるMnを多量に含有しており、耐食性が低下するとともに、表面の濡れ性が低下しめっき性が低下して不めっきとなる部分が生じやすくなり、十分に耐食性を具備した鋼板であるとはいえないという問題がある。
このように、上記した従来技術ではいずれも、引張強さTS：780MPa以上を確保するために、Mnの多量添加もしくは耐食性を低下させる低温変態相を必須の要件としており、薄肉化した部品では十分な耐食性を確保できないという問題があった。
However, the technique described in Patent Document 3 contains a large amount of Mn that lowers corrosion resistance and plating ability, and the corrosion resistance is lowered, and the wettability of the surface is lowered and the plating ability is lowered. Therefore, there is a problem that it cannot be said that the steel sheet has sufficient corrosion resistance.
As described above, all of the above prior arts require the addition of a large amount of Mn or a low-temperature transformation phase that reduces corrosion resistance in order to ensure a tensile strength of TS: 780 MPa or more, and thin parts are sufficient. There was a problem that it was not possible to ensure sufficient corrosion resistance.
本発明は、かかる従来技術の問題に鑑みてなされたものであり、引張強さTS：780MPa以上で、耐食性に優れためっき用高強度熱延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。本発明では、部品の素材である高強度熱延薄鋼板に十分なめっき性と耐食性を兼備させることにより、薄肉化した部品においても、十分な耐食性を具備させようとするものである。また、本発明は、素材の耐食性を良好にすることで、溶接時に、めっき層が剥れた部分の穴あきをも防止しようとするものである。 The present invention has been made in view of the problems of the prior art, and an object of the present invention is to provide a high-strength hot-rolled steel sheet for plating having a tensile strength TS: 780 MPa or more and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same. To do. In the present invention, a high-strength hot-rolled thin steel sheet, which is a component material, has sufficient plating properties and corrosion resistance, so that even a thinned component has sufficient corrosion resistance. Moreover, this invention tries to prevent the perforation of the part from which the plating layer peeled off at the time of welding by making the corrosion resistance of a raw material favorable.
本発明者らは、上記した目的を達成するため、めっき処理を施した高張力熱延薄鋼板を素材に、成形加工を施して得た部品の耐食性に影響する各種要因について鋭意検討を重ねた。その結果、部品の耐食性を向上させるには、まず、素材である熱延鋼板のめっき性を向上させたうえで、素材である熱延鋼板の耐食性を向上させることが重要であることに想到した。そして、鋼板のめっき性を向上させるには、鋼板表面の濡れ性を低下させるSiやMnを低減する必要があることに思い至った。 In order to achieve the above-mentioned object, the present inventors made extensive studies on various factors that affect the corrosion resistance of parts obtained by forming a high-tensile hot-rolled thin steel sheet subjected to plating treatment. . As a result, in order to improve the corrosion resistance of parts, it was first thought that it was important to improve the corrosion resistance of the hot-rolled steel sheet as a material after improving the plating properties of the hot-rolled steel sheet as a material. . Then, in order to improve the plateability of the steel sheet, it has been thought that it is necessary to reduce Si and Mn which reduce the wettability of the steel sheet surface.
一方、素材である熱延鋼板の耐食性が不十分の場合、溶接等によりめっき層が何らかの理由で剥がれると、穴あきが発生することになるため、素材である熱延鋼板の耐食性を向上させる必要がある。さらなる検討の結果、Cuは、Ｐとともに鋼板の表面付近に濃化し穴あきの進行を抑制することを見出し、熱延薄鋼板の耐食性向上のためには、組織をフェライト単相組織としたうえで、ＰとCuを複合含有する組成とすることが有効であることを知見した。 On the other hand, when the corrosion resistance of the hot-rolled steel sheet, which is the material, is insufficient, if the plating layer is peeled off for some reason due to welding or the like, holes will be generated. There is. As a result of further study, Cu was found to be concentrated with P in the vicinity of the surface of the steel sheet to suppress the progress of perforation, and in order to improve the corrosion resistance of hot-rolled thin steel sheet, It has been found that it is effective to have a composition containing both P and Cu.
なお、Mnの低減は、鋼板の焼入れ性を低下させ、γ→α変態点を高温側に移行させるため、鋼中に析出する炭化物が粗大化する。鋼中に析出する炭化物が粗大化すると、粒子分散強化による高強度化ができなくなるが、Mn低減による鋼板の焼入れ性低下が著しい場合には、Ｂを含有する組成とすることにより、容易に補うことができることも知見した。
本発明は、かかる知見に基づき、更なる検討を加えて完成されたものである。すなわち、本発明の要旨はつぎのとおりである。
（１）質量％で、Ｃ：0.035〜0.12％、Si：0.1％以下、Mn：1.2％未満、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.14〜0.30％、Cu：3.0％以下を含有し、さらに、Cr：0.08％以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織が面積率で95％以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が７μm以下で、該フェライトの結晶粒内に、平均粒径が８nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で0.1％以下に調整した組織を有し、引張強さ：780MPa以上であることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板。
（２）（１）において、前記組成が、次（１）式
2.0 ≧ (Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96) > 1.0…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ：各元素の含有量（質量％））
を満足することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（４）（１）ないし（３）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.5％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（５）（１）ないし（４）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：1.0％以下、Mo：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（６）（１）ないし（５）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.002％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（７）（１）ないし（６）のいずれかにおいて、表面にめっき層を備えることを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板。
（８）鋼素材に、粗圧延と仕上圧延とからなる熱間圧延を施し、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とするに当たり、前記鋼素材を、質量％で、Ｃ：0.035〜0.12％、Si：0.1％以下、Mn：1.2％未満、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.005％以下、Al：0.1％以下、Ｎ：0.01％以下、Ti：0.14〜0.30％、Cu：3.0％以下を含有し、Cr：0.08％以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、前記鋼素材に、1150〜1350℃の範囲の温度に加熱して粗圧延と、仕上圧延終了温度：860℃以上とする仕上圧延とを行う熱間圧延を施し、該熱間圧延後3ｓ以内に強制冷却を開始し、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を20℃/sとして冷却し、500〜700℃の範囲の巻取り温度で、コイル状に巻き取ることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（９）（８）において、前記組成が、次（１）式
2.0 ≧ (Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96) > 1.0…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ：各元素の含有量（質量％））
を満足することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（１０）（８）または（９）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ni：1.0％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（１１）(８)ないし（１０）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｖ：0.5％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（１２）（８）ないし（１１）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｗ：1.0％以下、Mo：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
（１３）（８）ないし（１２）のいずれかにおいて、前記組成に加えてさらに、質量％で、Ｂ：0.002％以下を含有することを特徴とするめっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。
Note that the reduction of Mn lowers the hardenability of the steel sheet and shifts the γ → α transformation point to the high temperature side, so that the carbides precipitated in the steel become coarse. If the carbides precipitated in the steel become coarse, it will not be possible to increase the strength by strengthening the particle dispersion. However, if the hardenability of the steel sheet is significantly reduced due to the reduction of Mn, it can be easily compensated by using a composition containing B. I also found out that I can do it.
The present invention has been completed on the basis of such findings and further studies. That is, the gist of the present invention is as follows.
(1) By mass%, C: 0.035 to 0.12%, Si: 0.1% or less, Mn: less than 1.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Containing Ti: 0.14-0.30%, Cu: 3.0% or less, and further adjusting to Cr: 0.08% or less, having a composition comprising the balance Fe and inevitable impurities, and having a metal structure of 95% or more in area ratio It is composed of a ferrite phase, and the ferrite has an average crystal grain size of 7 μm or less. In the ferrite crystal grains, carbide having an average grain size of 8 nm or less is dispersed and precipitated, and the precipitation amount of cementite is 0.1% or less by volume. A high-strength hot-rolled steel sheet for plating with excellent corrosion resistance, characterized by having an adjusted structure and a tensile strength of 780 MPa or more.
(2) In (1), the composition has the following formula (1)
2.0 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96)> 1.0 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W: content of each element (mass%))
A high-strength hot-rolled steel sheet for plating, characterized by satisfying
(3) The high-strength hot-rolled thin steel sheet for plating according to (1) or (2), further containing Ni: 1.0% or less by mass% in addition to the above composition.
(4) The high strength hot rolled thin steel sheet for plating according to any one of (1) to (3), further containing V: 0.5% or less by mass% in addition to the above composition.
(5) In any one of (1) to (4), in addition to the above-mentioned composition, the composition further contains one or two kinds selected from W: 1.0% or less and Mo: 0.5% or less in mass% A high-strength hot-rolled thin steel sheet for plating, characterized by:
(6) The high strength hot rolled thin steel sheet for plating according to any one of (1) to (5), further containing B: 0.002% or less by mass% in addition to the above composition.
(7) The high-strength hot-rolled steel sheet for plating according to any one of (1) to (6), wherein a plating layer is provided on the surface.
(8) The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, cooled, coiled into a hot rolled steel sheet, and the steel material in mass%, C: 0.035 to 0.12%, Si: 0.1% or less, Mn: Less than 1.2%, P: 0.03% or less, S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less, N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.30%, Cu: 3.0% Containing the following, Cr: adjusted to 0.08% or less, and a steel material having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities, the steel material is heated to a temperature in the range of 1150-1350 ° C., rough rolling, Finishing rolling finish temperature: Hot rolling with finishing rolling at 860 ° C or higher is performed, forced cooling is started within 3 s after the hot rolling, and the average cooling rate from the start of cooling to the stop of cooling is 20 ° C / s High strength hot-rolled thin steel sheet for plating with excellent corrosion resistance, characterized by being cooled as a coil and coiled at a coiling temperature in the range of 500 to 700 ° C Manufacturing method.
(9) In (8), the composition has the following formula (1)
2.0 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96)> 1.0 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W: content of each element (mass%))
A method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for plating, characterized by satisfying
(10) The method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for plating according to (8) or (9), further comprising Ni: 1.0% or less by mass% in addition to the above composition.
(11) In any one of (8) to (10), in addition to the above composition, the method further comprises, in mass%, V: 0.5% or less, and a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for plating .
(12) In any one of (8) to (11), in addition to the above composition, the composition further contains one or two kinds selected from W: 1.0% or less and Mo: 0.5% or less by mass%. A method for producing a high-strength hot-rolled thin steel sheet for plating, characterized in that:
(13) In any one of (8) to (12), in addition to the above composition, the method further comprises B: 0.002% or less by mass%, and a method for producing a high-strength hot-rolled steel sheet for plating .
本発明によれば、引張強さTS：780MPa以上を有し、優れためっき性と優れた耐食性とを兼備した、めっき用高強度熱延薄鋼板を容易にしかも安価に製造でき、産業上格段の効果を奏する。また、本発明めっき用高強度熱延薄鋼板は、めっき性に優れ、かつ耐食性にも優れているため、自動車の構造部材等の使途に好適であり、しかも部品の薄肉化にも対応可能であり、自動車車体の軽量化に大いに寄与するという効果もある。 According to the present invention, a high-strength hot-rolled steel sheet for plating having a tensile strength TS: 780 MPa or more and having both excellent plating properties and excellent corrosion resistance can be easily and inexpensively manufactured. The effect of. In addition, the high strength hot-rolled thin steel sheet for plating of the present invention has excellent plating properties and excellent corrosion resistance, so it is suitable for the use of structural members of automobiles and can be used for thin parts. It also has the effect of greatly contributing to the weight reduction of the car body.
まず、本発明鋼板の組成限定理由について説明する。なお、とくに断らないかぎり、質量％は単に％で記す。
Ｃ：0.035〜0.12％
Ｃは、Ti、或いは更にＶ、Mo、Ｗと結合して炭化物を形成し、マトリックス中に微細分散して、鋼板を高強度化する、本発明では重要な元素である。引張強さ：780MPa以上を確保するためには、少なくとも0.035％以上の含有を必要とする。一方、0.12％を超える含有は、大量のセメンタイトが析出し、耐食性が低下する。セメンタイトは、腐食の進行を促進させる。このため、Ｃは0.035〜0.12％の範囲に限定した。なお、好ましくは、0.04〜0.11％であり、より好ましくは0.045〜0.11％である。
First, the reasons for limiting the composition of the steel sheet of the present invention will be described. Unless otherwise specified, mass% is simply expressed as%.
C: 0.035-0.12%
C is an important element in the present invention that combines with Ti or further V, Mo, and W to form carbides and finely disperses in the matrix to increase the strength of the steel sheet. Tensile strength: In order to ensure 780 MPa or more, it is necessary to contain at least 0.035%. On the other hand, if the content exceeds 0.12%, a large amount of cementite precipitates and the corrosion resistance decreases. Cementite promotes the progress of corrosion. For this reason, C was limited to the range of 0.035 to 0.12%. In addition, Preferably, it is 0.04 to 0.11%, More preferably, it is 0.045 to 0.11%.
Si：0.1％以下
Si は、鋼板表面に濃化し、めっき性を著しく低下させる。そのため本発明では、Siはできる限り低減することが望ましいが、0.1％までは許容できる。このため、Siは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.07％以下である。
Mn：1.2％未満
Mnは、Siと同様に、表面に濃化する元素である。濃化したMnは、鋼板表面の濡れ性を低下させ、めっき性を低下させる。このため、本発明ではMnは、できる限り低減することが望ましいが、本発明では、1.2％未満までは許容できる。このようなことから、Mnは1.2％未満に限定した。なお、より優れた耐食性を確保するという観点から、0.8％未満とすることが好ましく、0.5％未満とすることがより好ましい。
Si: 0.1% or less
Si concentrates on the surface of the steel sheet and significantly decreases the plateability. Therefore, in the present invention, Si is desirably reduced as much as possible, but up to 0.1% is acceptable. For this reason, Si was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.07% or less.
Mn: Less than 1.2%
Mn is an element concentrated on the surface, like Si. Concentrated Mn lowers the wettability of the steel sheet surface and lowers the plateability. For this reason, in the present invention, it is desirable to reduce Mn as much as possible, but in the present invention, it is allowable to be less than 1.2%. For these reasons, Mn is limited to less than 1.2%. From the viewpoint of ensuring better corrosion resistance, it is preferably less than 0.8%, more preferably less than 0.5%.
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、固溶強化能が高く、強度は向上させるが、延性を低下させる。また、Ｐは、粒界に偏析する元素である。偏析したPは、Ｃの粒界偏析を阻害し、セメンタイトを生成させる要因となる。このため、Ｐは0.03％以下に限定した。なお、好ましくは0.02％以下である。しかしながら、Ｐは鋼板の表面付近に濃化しＣｕと複合添加することで耐食性を向上させる元素でもある。このため、Ｐは0.005％以上とすることが好ましい。より好ましくは0.01％以上である。
P: 0.03% or less P has a high solid-solution strengthening ability and improves strength, but decreases ductility. P is an element that segregates at the grain boundaries. The segregated P inhibits the grain boundary segregation of C and becomes a factor for generating cementite. For this reason, P was limited to 0.03% or less. In addition, Preferably it is 0.02% or less. However, P is also an element that is concentrated near the surface of the steel sheet and is combined with Cu to improve corrosion resistance. Therefore, P is preferably 0.005% or more. More preferably, it is 0.01% or more.
Ｓ：0.005％以下
Ｓは、鋼中で介在物として存在する。この介在物は，鋼板の延性を低下させるとともに、耐食性にも悪影響をもたらす。このため、Ｓは極力低減することが好ましいが、0.005％までは許容できる。このようなことから、本発明では、Ｓは0.005％以下に限定した。なお、好ましくは0.004％以下である。
S: 0.005% or less S is present as an inclusion in steel. This inclusion reduces the ductility of the steel sheet and also adversely affects the corrosion resistance. For this reason, S is preferably reduced as much as possible, but is acceptable up to 0.005%. Therefore, in the present invention, S is limited to 0.005% or less. In addition, Preferably it is 0.004% or less.
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素であり、このような効果を得るためには0.02％以上含有することが望ましい。一方、0.1％を超えて含有すると、酸化物系介在物が増加し、延性低下が著しくなり、まためっき性が低減する。このため、Alは0.1％以下に限定した。なお、好ましくは0.08％以下である。
Al: 0.1% or less
Al is an element that acts as a deoxidizer, and in order to obtain such an effect, it is desirable to contain 0.02% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the oxide inclusions increase, the ductility decreases remarkably, and the plating property decreases. For this reason, Al was limited to 0.1% or less. In addition, Preferably it is 0.08% or less.
Ｎ：0.01％以下
Ｎは、製鋼の段階でTiやNb等と結合し、粗大な窒化物を形成するため、鋼板強度が著しく低下する。このようなことから、Ｎは極力低減することが望ましいが、0.01％までは許容できる。このため、Ｎは0.01％以下に限定した。なお、好ましくは0.007％以下である。
N: 0.01% or less N is combined with Ti, Nb, and the like at the steelmaking stage to form coarse nitrides, so that the steel sheet strength is significantly reduced. For these reasons, it is desirable to reduce N as much as possible, but it is acceptable up to 0.01%. For this reason, N was limited to 0.01% or less. In addition, Preferably it is 0.007% or less.
Ti：0.14〜0.30％
Tiは、Ｃと結合して炭化物を形成し、鋼板の強化に寄与する元素である。引張強さ780MPa以上を確保するためには、0.14％以上の含有を必要とする。一方、0.30％を超えて含有すると、熱間圧延前のスラブ加熱時に粗大なTiCが残存し、鋼板の高強度化に寄与しなくなるうえ、耐食性が低下する。このため、Tiは0.30％以下に限定した。なお、好ましくは0.25％以下である。また、より好ましくは0.23％以上である。
Ti: 0.14-0.30%
Ti is an element that combines with C to form carbides and contributes to strengthening of the steel sheet. In order to ensure a tensile strength of 780 MPa or more, it is necessary to contain 0.14% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.30%, coarse TiC remains during slab heating before hot rolling, which does not contribute to increasing the strength of the steel sheet, and the corrosion resistance decreases. For this reason, Ti was limited to 0.30% or less. In addition, Preferably it is 0.25% or less. Further, it is more preferably 0.23% or more.
Cu：3.0％以下
Cuは、鋼板表面付近に濃化し、耐食性向上に有効に寄与する。とくに、Cuは、穴あきの進行を著しく抑制させる。このような効果を得るには、0.04％以上含有することが望ましく、0.06％以上含有することがより望ましい。一方、3.0％を超える含有は、効果が飽和するうえ、加工性が低下する。このため、Cuは3.0％以下に限定した。なお、好ましくは、加工性の観点から、1.8％以下である。
Cu: 3.0% or less
Cu concentrates near the surface of the steel sheet and contributes effectively to improving corrosion resistance. In particular, Cu significantly suppresses the progress of perforation. In order to obtain such an effect, the content is desirably 0.04% or more, and more desirably 0.06% or more. On the other hand, if the content exceeds 3.0%, the effect is saturated and the workability is lowered. For this reason, Cu was limited to 3.0% or less. Preferably, it is 1.8% or less from the viewpoint of workability.
Cr：0.08％以下
Crは、塩化物イオンに起因する穴あきを促進する耐食性に悪影響を及ぼす元素であり、本発明では、できるだけ低減することが望ましい。しかし、0.08％以下の含有であれば、上記した悪影響は許容できる。このようなことから、Crは0.08％以下に限定した。なお、好ましくは0.07％以下である。
Cr: 0.08% or less
Cr is an element that adversely affects the corrosion resistance that promotes perforation due to chloride ions, and it is desirable to reduce it as much as possible in the present invention. However, if the content is 0.08% or less, the above-described adverse effects are acceptable. For these reasons, Cr is limited to 0.08% or less. In addition, Preferably it is 0.07% or less.
上記した成分が基本の成分であるが、上記した範囲内でかつ、（１）式を満足するように調整することが好ましい。
2.0 ≧ (Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96) > 1.0…(1)
（ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ：各元素の含有量（質量％））
なお、（１）式に記載された元素が含有されない場合には、（１）式の中央値における当該元素の含有量を零として、（１）式を計算するものとする。
The above-described components are basic components, but it is preferable to adjust so as to satisfy the formula (1) within the above-described range.
2.0 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96)> 1.0 ... (1)
(Here, C, Ti, V, Mo, W: content of each element (mass%))
In addition, when the element described in the formula (1) is not contained, the formula (1) is calculated by setting the content of the element in the median of the formula (1) to zero.
（１）式は、炭化物による析出強化を発現させ、所望の高強度を安定して確保しつつ優れた耐食性を得るために必要な要件である。Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗの含有量が（１）式を満足するように調整されていれば、所望量の炭化物を微細に分散析出させるうえ、炭化物の熱安定性に優れるため、巻取工程での高温保持により強度が低下することなく、安定して所望の高強度を確保することができる。一方、（１）式の中央値が、1.0以下では、粒界強度や炭化物粒子径が不安定となり、所望の高強度化が達成できなくなる。一方、（１）式の中央値が2.0を超えると、セメンタイトが過度に析出し、耐食性が低下する。このようなことから、（１）式を満足するように調整して各元素を含有することが望ましい。
上記した成分が基本の成分であるが、基本の成分に加えてさらに、選択元素として必要に応じて、Ni：1.0％以下、および／または、Ｖ：0.5％以下、および／または、Ｗ：1.0％以下、Mo：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種、および／または、Ｂ：0.002％以下、を選択して含有してもよい。
The expression (1) is a requirement necessary for obtaining excellent corrosion resistance while expressing precipitation strengthening by carbides and stably securing a desired high strength. If the contents of C, Ti, V, Mo, and W are adjusted so as to satisfy the formula (1), the desired amount of carbide is finely dispersed and precipitated, and the thermal stability of the carbide is excellent. The desired high strength can be secured stably without a decrease in strength due to the high temperature holding in the taking step. On the other hand, when the median of the formula (1) is 1.0 or less, the grain boundary strength and the carbide particle diameter become unstable, and the desired high strength cannot be achieved. On the other hand, when the median value of the formula (1) exceeds 2.0, cementite is excessively precipitated and the corrosion resistance is lowered. For this reason, it is desirable to contain each element by adjusting so as to satisfy the expression (1).
The above components are basic components. In addition to the basic components, Ni: 1.0% or less, and / or V: 0.5% or less, and / or W: 1.0, if necessary, as a selective element. % Or less, Mo: One or two selected from 0.5% or less, and / or B: 0.002% or less may be selected and contained.
Ni：1.0％以下
Niは、オーステナイト安定化元素であるため、高温でのフェライトの生成を抑制し、鋼板の高強度化に寄与する。さらには、Cuによる赤熱脆化を防止する効果も期待できる元素であり、必要に応じて含有できる。このような効果を得るためには、Niは0.02％以上含有することが好ましい。一方、1.0％を超える含有は、効果が飽和する。このため、含有する場合には、Niは1.0％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.2％以下である。
Ni: 1.0% or less
Since Ni is an austenite stabilizing element, it suppresses the formation of ferrite at high temperatures and contributes to increasing the strength of the steel sheet. Furthermore, it is an element that can also be expected to have an effect of preventing red heat embrittlement due to Cu, and can be contained as required. In order to obtain such an effect, Ni is preferably contained in an amount of 0.02% or more. On the other hand, if the content exceeds 1.0%, the effect is saturated. For this reason, when it contains, it is preferable to limit Ni to 1.0% or less. In addition, More preferably, it is 0.2% or less.
Ｖ：0.5％以下
Ｖは、Ｃと結合し，炭化物を形成し、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには、0.01％以上含有することが好ましい。一方、0.5％を超える含有は、固溶状態で残存するＶが多くなり、炭化物粗大化を促進させ、耐食性を低下させる。このため、含有する場合には、0.5％以下に限定することが好ましい。なお、より好ましくは0.3％以下である。
V: 0.5% or less V is an element that combines with C to form carbides and contributes to increasing the strength of the steel sheet. In order to acquire such an effect, it is preferable to contain 0.01% or more. On the other hand, the content exceeding 0.5% increases V remaining in a solid solution state, promotes coarsening of the carbide, and lowers the corrosion resistance. For this reason, when it contains, it is preferable to limit to 0.5% or less. In addition, More preferably, it is 0.3% or less.
Ｗ：1.0％以下、Mo：0.5％以下のうちから選ばれた１種または２種
ＷおよびMoは、Ｃと結合し、炭化物を形成して、鋼板強度の上昇に寄与する元素であり、選択して１種または２種を含有することができる。また、Ｗ，Moは、変態点を低下させ、高温でのフェライト変態の進行を抑制し、炭化物を微細化する作用もあり、必要に応じて選択して１種または２種を含有できる。このような効果を得るためには、Ｗ，Mo ともに0.01％以上含有することが望ましい。一方、過度に含有すると、γ→α変態の進行を著しく阻害するため、フェライトの単相組織とすることができなくなる。このようなことから、含有する場合には、Ｗ：1.0％以下、Mo：0.5％以下に限定することが好ましい。
W: 1.0% or less, Mo: 1 or 2 types selected from 0.5% or less W and Mo are elements that combine with C to form carbides and contribute to an increase in steel sheet strength. 1 type or 2 types can be contained. Moreover, W and Mo also have the effect | action which lowers | hangs a transformation point, suppresses the progress of a ferrite transformation at high temperature, and refines | miniaturizes a carbide | carbonized_material, It can select as needed and can contain 1 type or 2 types. In order to obtain such effects, it is desirable that both W and Mo are contained in an amount of 0.01% or more. On the other hand, if it is excessively contained, the progress of the γ → α transformation is remarkably inhibited, so that a single phase structure of ferrite cannot be obtained. For these reasons, when contained, it is preferable to limit the content to W: 1.0% or less and Mo: 0.5% or less.
Ｂ：0.002％以下
Ｂは、鋼の焼入れ性を向上し、Mn低減による焼入れ性低減を補うことができる。また、γ→α変態に際してはγ粒界に偏析し、フェライト粒の核生成を阻害し、γ→α変態点を低下させ、炭化物を微細化する効果がある。このような効果を得るには、0.0002％以上含有することが望ましい。一方、0.002を超えて含有しても、効果が飽和する。このため、含有する場合には、Ｂは0.002％以下に限定することが好ましい。
B: 0.002% or less B improves the hardenability of steel and can compensate for the hardenability reduction due to Mn reduction. Further, in the γ → α transformation, there is an effect that segregates at the γ grain boundary, inhibits nucleation of ferrite grains, lowers the γ → α transformation point, and refines the carbide. In order to acquire such an effect, it is desirable to contain 0.0002% or more. On the other hand, if the content exceeds 0.002, the effect is saturated. For this reason, when it contains, it is preferable to limit B to 0.002% or less.
上記した成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。
つぎに、本発明鋼板の組織限定理由について説明する。
本発明鋼板は、金属組織が面積率で95％以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が７μm以下で、該フェライト結晶粒内に、平均粒径が８nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で0.1％以下に調整した組織を有する。
The balance other than the components described above consists of Fe and inevitable impurities.
Next, the reason for limiting the structure of the steel sheet of the present invention will be described.
The steel sheet of the present invention is composed of a ferrite phase having a metal structure of 95% or more in area ratio, and the ferrite has an average crystal grain size of 7 μm or less, and a carbide having an average grain size of 8 nm or less is dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains. And having a structure in which the amount of cementite deposited is adjusted to 0.1% or less by volume.
金属組織：フェライト相の面積率95％以上
本発明では、鋼板の金属組織は、フェライト単相とすることが好ましい。なお、ここでいう「フェライト単相」は、フェライト相100％との場合に加えて、面積率で95％以上で、実質的に単相である場合まで含むものとする。フェライト相以外の第二相としては、パーライト、セメンタイト、ベイナイト相、マルテンサイト相等が挙げられる。
Metal structure: 95% or more area ratio of ferrite phase In the present invention, the metal structure of the steel sheet is preferably a ferrite single phase. The “ferrite single phase” here includes not only the case where the ferrite phase is 100% but also the case where the area ratio is 95% or more and is substantially a single phase. Examples of the second phase other than the ferrite phase include pearlite, cementite, bainite phase, martensite phase and the like.
セメンタイトのような介在物（粗大な析出物）、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相は、フェライト相と異なる自由エネルギーを有するため、腐食環境では酸化反応を促進させ、耐食性を低下させる。このため、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相は、可能な限り低減しフェライト単相とすることが好ましいが、組織全体に対する第二相の合計面積率が5％以下であれば許容される。なお、好ましくは2％以下である。 Inclusions (coarse precipitates) such as cementite, pearlite, bainite phase, and martensite phase have free energy different from that of the ferrite phase, and therefore promote the oxidation reaction and reduce the corrosion resistance in a corrosive environment. For this reason, the cementite, pearlite, bainite phase, and martensite phase are preferably reduced as much as possible to a ferrite single phase, but it is acceptable if the total area ratio of the second phase relative to the entire structure is 5% or less. . In addition, Preferably it is 2% or less.
フェライト平均結晶粒径：７μｍ以下
フェライトの平均結晶粒径が７μｍを超えて大きくなると、フェライト粒界の面積が減少し、粒内にセメンタイトが生じやすく、耐食性が低下する。フェライト粒界は、結晶構造に乱れがあるため、Ｃの固溶量がフェライト粒内よりも多く、フェライト粒界面積を増加させることは、フェライト粒内におけるＣの固溶量を低減でき、フェライト粒内でのセメンタイト生成を抑制できる。焼入性向上や鋼板の高強度化の観点から、Ｃ含有量を高くすることが望まれる場合には、セメンタイトが生成しやすくなり耐食性への悪影響が懸念される。本発明ではそれを防止するために、フェライト粒を微細化し粒界面積を増大させ、セメンタイトの生成を抑制する。このような効果を得るために、フェライトの平均粒径を７μm以下に限定した。
Ferrite average crystal grain size: 7 μm or less When the average crystal grain size of ferrite exceeds 7 μm, the area of the ferrite grain boundary decreases, cementite is likely to be generated in the grains, and the corrosion resistance decreases. Since the ferrite grain boundary has a disordered crystal structure, the solid solution amount of C is larger than that in the ferrite grain, and increasing the interfacial area of the ferrite grain can reduce the solid solution amount of C in the ferrite grain. Generation of cementite in the grains can be suppressed. From the viewpoint of improving hardenability and increasing the strength of the steel sheet, when it is desired to increase the C content, cementite is likely to be formed, and there is a concern about adverse effects on corrosion resistance. In the present invention, in order to prevent this, the ferrite grains are refined to increase the grain interfacial area, thereby suppressing the formation of cementite. In order to obtain such an effect, the average particle diameter of ferrite was limited to 7 μm or less.
フェライト結晶粒内の炭化物の平均粒径：８nm以下
炭化物の平均粒子径が８nmを超えると、所望の引張特性（引張強さ：780MPa以上）を確保できない。実質的にフェライト相のみの組織では、所望の引張特性を確保することが難しいため、本発明では、炭化物を微細に分散させて高強度化を図っている。炭化物の粗大化により転位運動を阻害する炭化物数が減じることから、炭化物は微細化するほど鋼板は高強度化する。微細な炭化物としては、Ti炭化物、或いは更にＶ炭化物、Mo炭化物、Ｗ炭化物が例示できる。なお、好ましくは６nm以下である。
Average particle size of carbide in ferrite crystal grains: 8 nm or less When the average particle size of carbide exceeds 8 nm, desired tensile properties (tensile strength: 780 MPa or more) cannot be ensured. Since it is difficult to ensure desired tensile properties in a structure having substantially only a ferrite phase, in the present invention, carbide is finely dispersed to increase strength. Since the number of carbides that hinder dislocation movement decreases due to coarsening of the carbides, the strength of the steel sheet increases as the carbides become finer. Examples of fine carbides include Ti carbides, V carbides, Mo carbides, and W carbides. In addition, Preferably it is 6 nm or less.
セメンタイトの析出量：体積率で0.1％以下
セメンタイトは、耐食性を低下させることから、できる限り析出させないことが望ましい。セメンタイトの析出量が体積率で0.1％を超えると、耐食性が著しく低下する。また、セメンタイトが生成すると、析出硬化に有効なTi、あるいはＶ、Mo、Ｗの微細炭化物形成に必要なＣを消費するため、引張強さを低下させる。そのため、セメンタイト析出量は0.1％以下に限定した。ここで、セメンタイトはパーライト中のセメンタイトも含むものとする。なお、セメンタイト析出量は、Ｃ含有量とTi、あるいはさらにＶ、Mo、Ｗの含有量により変化する。そのため、(1)式を満たすことによりセメンタイト析出量を制御することが好ましい。なお、セメンタイト析出量は、湿式の電解抽出法で得た抽出残渣を用いて測定する。電解抽出残渣中のセメンタイト析出量を求めるには、炭化物捕集した析出物中に含まれFe含有量を測定し、Fe含有量からセメンタイトの組成比をFe：Ｃ＝３：１としてセメンタイト量を算出する。得られた質量比をセメンタイトの密度（7.6g/cm3）から体積率に換算し、セメンタイトの析出量（体積分率）とした。
Amount of cementite deposited: 0.1% or less by volume ratio Cementite is desirably not deposited as much as possible because it lowers the corrosion resistance. When the precipitation amount of cementite exceeds 0.1% by volume, the corrosion resistance is remarkably lowered. Further, when cementite is generated, Ti that is effective for precipitation hardening or C necessary for forming fine carbides of V, Mo, and W is consumed, so that the tensile strength is lowered. Therefore, the cementite precipitation amount is limited to 0.1% or less. Here, the cementite includes cementite in pearlite. In addition, the amount of cementite precipitation varies depending on the C content and Ti, or the contents of V, Mo, and W. Therefore, it is preferable to control the amount of cementite precipitation by satisfying the equation (1). In addition, the amount of cementite precipitation is measured using the extraction residue obtained by the wet electrolytic extraction method. In order to obtain the amount of cementite deposited in the electrolytic extraction residue, the Fe content contained in the carbide collected precipitate is measured, and the cementite composition ratio is set to Fe: C = 3: 1 from the Fe content. calculate. The obtained mass ratio was converted from the density of cementite (7.6 g / cm 3 ) to the volume fraction, and the amount of cementite deposited (volume fraction) was determined.
本発明鋼板では、700℃までの加熱温度であれば、加熱処理が材質に影響を及ぼすことはない。そのため、本発明鋼板に、溶融亜鉛めっき処理等の加熱が伴うめっき処理を施しても、材質の変化は少ない。
本発明鋼板にめっき処理を施し、その表面にめっき層、例えば電気めっき層、無電解めっき層、溶融めっき層等を具えることも可能である。また、めっき層の合金成分は特に限定されず、溶融亜鉛めっき、合金化溶融亜鉛めっき等が適用可能である。なお、めっき層は、Znもしくは、Znに、0.1〜0.2mass ％Alまたは10〜20mass ％Niを含む組成とすることが好ましい。また、めっき処理、合金化処理は、常用の方法がいずれも適用可能である。また、めっき付着量は、めっき処理条件により変化するが、耐食性の観点からめっき層厚さが4μｍ以上とすることが好ましく、より好ましくは６μm以上である。
In the steel sheet of the present invention, the heat treatment does not affect the material as long as the heating temperature is up to 700 ° C. Therefore, even if the steel sheet of the present invention is subjected to a plating process involving heating such as a hot dip galvanizing process, the change in material is small.
It is also possible to apply a plating treatment to the steel sheet of the present invention and to provide a plating layer such as an electroplating layer, an electroless plating layer, a hot dipping layer, or the like on the surface thereof. Moreover, the alloy component of a plating layer is not specifically limited, Hot dip galvanization, galvannealing, etc. are applicable. The plated layer preferably has a composition containing 0.1 to 0.2 mass% Al or 10 to 20 mass% Ni in Zn or Zn. In addition, any conventional method can be applied to the plating treatment and the alloying treatment. Further, the plating adhesion amount varies depending on the plating treatment conditions, but the plating layer thickness is preferably 4 μm or more, more preferably 6 μm or more from the viewpoint of corrosion resistance.
次に、本発明鋼板の好ましい製造方法について説明する。
本発明鋼板は、鋼素材に、粗圧延と仕上圧延からなる熱間圧延を施し、圧延後、冷却し、コイル状に巻取り、熱延鋼板とする。
鋼素材の製造方法は、とくに限定する必要はないが、上記した組成を有する溶鋼を、転炉や電気炉等の公知の溶製方法で溶製し、あるいはさらに真空脱ガス炉にて二次精錬を行ったのち、連続鋳造法等の公知の鋳造方法で、スラブ等の鋼素材に鋳造することが好ましい。なお、生産性や品質上の観点から、連続鋳造法で行うことが好ましい。本発明ではMn含有量を低減した組成としているため、700℃以上での絞りが良好であるため、連続鋳造法を適用しやすくなっている。
Next, the preferable manufacturing method of this invention steel plate is demonstrated.
The steel sheet of the present invention is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling on a steel material, cooled after rolling, wound into a coil shape, and made into a hot rolled steel sheet.
The method for producing the steel material is not particularly limited, but the molten steel having the above-described composition is melted by a known melting method such as a converter or an electric furnace, or further secondary in a vacuum degassing furnace. After refining, it is preferable to cast a steel material such as a slab by a known casting method such as a continuous casting method. In view of productivity and quality, the continuous casting method is preferable. In the present invention, since the composition has a reduced Mn content, the drawing at 700 ° C. or higher is good, and therefore it is easy to apply the continuous casting method.
得られた鋼素材に、加熱して、熱間圧延を施す。
鋼素材の加熱温度：1150〜1350℃
本発明では、鋼素材を実質的に均質なオーステナイト相とし、粗大な炭化物を溶解する必要がある。加熱温度が1150℃未満では、粗大な炭化物が溶解しないため、最終的に得られる鋼板中に分散析出する微細な炭化物量が減少し、所望の高強度を確保することができない。一方、加熱温度が1350℃を超えて高温となると、酸化が著しくなり、熱間圧延時に酸化スケールを噛み込み、鋼板表面性状を悪化させ、耐穴あき腐食性を低下させる。このため、鋼素材の加熱温度は1150〜1350℃の範囲の温度に限定することが好ましい。
The obtained steel material is heated and hot-rolled.
Heating temperature of steel material: 1150 ~ 1350 ℃
In the present invention, it is necessary to make the steel material a substantially homogeneous austenite phase and dissolve coarse carbides. When the heating temperature is less than 1150 ° C., coarse carbides do not dissolve, so the amount of fine carbides dispersed and precipitated in the finally obtained steel sheet decreases, and the desired high strength cannot be ensured. On the other hand, when the heating temperature is higher than 1350 ° C., the oxidation becomes remarkable, the oxide scale is caught during hot rolling, the steel sheet surface properties are deteriorated, and the perforated corrosion resistance is lowered. For this reason, it is preferable to limit the heating temperature of a steel raw material to the temperature of the range of 1150-1350 degreeC.
なお、鋼素材が、1150℃以上の温度を保持している場合には、加熱することなく、直送圧延してもよい。あるいは加熱炉中の短時間保持で、熱間圧延してもよい。
加熱された鋼素材は、ついで粗圧延を施される。粗圧延は、所定寸法形状のシートバーとすることができればよく、その条件をとくに限定する必要はない。シートバーは、ついで仕上圧延を施される。
When the steel material is maintained at a temperature of 1150 ° C. or higher, direct rolling may be performed without heating. Alternatively, hot rolling may be performed by holding in a heating furnace for a short time.
The heated steel material is then subjected to rough rolling. The rough rolling only needs to be a sheet bar having a predetermined size and shape, and there is no need to specifically limit the conditions. The sheet bar is then subjected to finish rolling.
仕上圧延終了温度：860℃以上
仕上圧延終了温度とは、仕上圧延が完了したときの鋼板表面温度をいう。仕上圧延終了温度が860℃未満では、フェライト粒が伸展された組織となるうえ、個々のフェライト粒径が大きく異なる混粒組織となり、鋼板強度が著しく低下する。このため、仕上圧延終了温度は860℃以上に限定した。なお、好ましくは880℃以上である。
Finish rolling end temperature: 860 ° C. or higher The finish rolling end temperature is the surface temperature of the steel sheet when finish rolling is completed. When the finish rolling finish temperature is less than 860 ° C., a structure in which ferrite grains are extended is formed, and a mixed grain structure in which individual ferrite particle diameters are greatly different is formed, so that the steel sheet strength is remarkably lowered. For this reason, the finish rolling end temperature is limited to 860 ° C. or higher. In addition, Preferably it is 880 degreeC or more.
熱間圧延終了後、強制冷却を開始する。
熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間：３ｓ以内
強制冷却は、鋼板の表裏面に水を噴射あるいは噴霧して、空冷を大幅に超える冷却速度で、鋼板を冷却する。通常は、仕上圧延機出側のランアウトテーブル上の上下に設けられた複数の水冷装置により行う。強制冷却を停止した後は空冷され徐々に温度が低下しながらコイルに巻き取られる。仕上圧延直後の鋼板のオーステナイト相には、大きな歪エネルギーが蓄積されており、炭化物の歪誘起析出が生じやすい。この場合、炭化物は、高温で析出することから、粗大化し易く、多量に析出すると、最終的に、鋼板中に微細な炭化物を析出させることが困難となる。強制冷却開始までの時間が３ｓを超えると、炭化物の歪誘起析出が多量に発生し、所望の微細な炭化物の析出を確保できなくなる。このため、本発明では、熱間圧延終了後から強制冷却開始までの時間を３ｓ以内に限定した。なお、好ましくは２ｓ以内である。
After completion of hot rolling, forced cooling is started.
Time from the end of hot rolling to the start of forced cooling: within 3 s In forced cooling, water is sprayed or sprayed on the front and back surfaces of the steel sheet to cool the steel sheet at a cooling rate that greatly exceeds air cooling. Usually, it is performed by a plurality of water cooling devices provided above and below the run-out table on the exit side of the finishing mill. After stopping forced cooling, it is air-cooled and wound around the coil while the temperature gradually decreases. A large strain energy is accumulated in the austenite phase of the steel sheet immediately after finish rolling, and strain-induced precipitation of carbide tends to occur. In this case, since the carbide is precipitated at a high temperature, it is easy to coarsen, and when a large amount is precipitated, it is finally difficult to precipitate fine carbide in the steel sheet. If the time until the start of forced cooling exceeds 3 s, a large amount of strain-induced precipitation of carbides occurs, and it becomes impossible to ensure precipitation of desired fine carbides. For this reason, in the present invention, the time from the end of hot rolling to the start of forced cooling is limited to within 3 s. In addition, Preferably it is within 2 s.
熱間圧延終了後の強制冷却は、冷却開始から冷却停止までを、平均冷却速度：20℃/s以上で、行う。
平均冷却速度：20℃/s以上
冷却速度が20℃/s未満では、高温に維持される時間が長く、歪誘起析出による炭化物の粗大化が進行し易くなる。このため、本発明では、仕上圧延後の冷却を、冷却開始から冷却停止までを、平均冷却速度：20℃/s以上で急冷することに限定した。なお、好ましくは、40℃/s以上である。なお、冷却停止温度は、冷却停止から巻取りまで間の鋼板温度低下を考慮して、巻取り温度が狙いの温度範囲内となるように設定する。冷却停止後、鋼板は空冷により温度低下するだけであり、通常は、巻取り温度＋5〜10℃程度に冷却停止温度を設定する。
The forced cooling after the end of hot rolling is performed from the start of cooling to the stop of cooling at an average cooling rate of 20 ° C./s or more.
Average cooling rate: 20 ° C./s or more If the cooling rate is less than 20 ° C./s, the time during which the temperature is maintained is long, and the coarsening of the carbide due to strain-induced precipitation is likely to proceed. For this reason, in the present invention, cooling after finish rolling is limited to rapid cooling from the start of cooling to the stop of cooling at an average cooling rate of 20 ° C./s or more. In addition, Preferably, it is 40 degrees C / s or more. The cooling stop temperature is set so that the coiling temperature falls within the target temperature range in consideration of the steel sheet temperature drop from the cooling stop to the coiling. After the cooling is stopped, the temperature of the steel sheet is simply lowered by air cooling, and the cooling stop temperature is normally set to about the coiling temperature +5 to 10 ° C.
巻取温度：500〜700℃
巻取温度が500℃未満では、鋼板中に析出する炭化物が不足し、所望の鋼板強度を確保できなくなる。一方、700℃を超えると、析出した炭化物が粗大化するため、所望の鋼板強度を確保できなくなる。このため、巻取温度は500〜700℃の範囲の温度に限定した。なお、好ましくは550〜680℃である。
Winding temperature: 500 ~ 700 ℃
When the coiling temperature is less than 500 ° C., the carbide precipitated in the steel sheet is insufficient, and the desired steel sheet strength cannot be ensured. On the other hand, when the temperature exceeds 700 ° C., the precipitated carbide is coarsened, so that a desired steel plate strength cannot be secured. For this reason, the coiling temperature was limited to a temperature in the range of 500 to 700 ° C. In addition, Preferably it is 550-680 degreeC.
なお、鋼板表面にスケールが付着した状態であっても、酸洗してスケールを除去した状態であっても、鋼板の特性が変わることはない。
また、得られた熱延鋼板に、公知の方法でめっき処理を施し、表面にめっき層を形成してもよい。めっき層としては、溶融亜鉛めっき層、合金化溶融亜鉛めっき層、電気めっき層等とすることが好ましい。
In addition, even if it is in the state which the scale adhered to the steel plate surface, or the state which pickled and removed the scale, the characteristic of a steel plate does not change.
Moreover, the obtained hot-rolled steel sheet may be plated by a known method to form a plating layer on the surface. The plating layer is preferably a hot dip galvanized layer, an alloyed hot dip galvanized layer, an electroplated layer, or the like.
溶融亜鉛めっき層は、例えば、鋼板をめっき浴に浸漬し、引き上げることにより形成することができる。めっき付着量（めっき層の厚さ）は、めっき浴の浸漬温度および時間、引き上げ速度によって変化するが、耐食性の観点から、めっき付着量を45g/m2以上とすることが好ましい。また、合金化溶融亜鉛めっき層を形成する合金化処理は、めっき処理後にガス炉など、鋼板表面が加熱可能な炉内で行うことが好ましい。 The hot dip galvanized layer can be formed, for example, by immersing a steel plate in a plating bath and pulling it up. The plating adhesion amount (plating layer thickness) varies depending on the immersion temperature and time of the plating bath, and the pulling speed, but from the viewpoint of corrosion resistance, the plating adhesion amount is preferably 45 g / m 2 or more. Moreover, it is preferable to perform the alloying process which forms an alloying hot-dip galvanization layer in the furnace which can heat the steel plate surface, such as a gas furnace, after a plating process.
以下さらに、実施例に基づいてさらに本発明について説明する。 The present invention will be further described below based on examples.
表1に示す組成を有する溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブ（鋼素材：肉厚250mm）とした。これらスラブに、表２に示す条件で、熱間圧延を施し、板厚1.2〜3.2mmの熱延鋼板（鋼帯）とした。ついで、これら熱延鋼板（鋼帯）に、酸洗処理を施した後、連続溶融亜鉛めっきラインを用いて、焼鈍処理（焼鈍温度：700℃）と、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した溶融亜鉛めっき鋼板とした。 Molten steel having the composition shown in Table 1 was melted in a converter and made into a slab (steel material: thickness 250 mm) by a continuous casting method. These slabs were hot-rolled under the conditions shown in Table 2 to obtain hot-rolled steel sheets (steel strips) having a thickness of 1.2 to 3.2 mm. Next, these hot-rolled steel plates (steel strips) were pickled and then annealed (annealing temperature: 700 ° C) and hot-dip galvanized using a continuous hot-dip galvanizing line. A hot-dip galvanized steel sheet with a hot-dip galvanized layer was formed.
得られた熱延鋼板から試験片を採取し、組織観察、析出物観察、引張試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
（１）組織観察
得られた熱延鋼板から組織観察用試験片を採取し、圧延方向に平行な断面（L断面）を研磨し、腐食（腐食液：５％ナイタール液）して走査型電子顕微鏡（倍率：400倍）を用いて、板厚中心部を観察し、各10視野撮像した。
Test specimens were collected from the obtained hot-rolled steel sheet and subjected to structure observation, precipitate observation, and tensile test. The test method was as follows.
(1) Microstructure observation A specimen for microstructural observation is collected from the obtained hot-rolled steel sheet, a cross section (L cross section) parallel to the rolling direction is polished, and corroded (corrosive liquid: 5% nital liquid) to perform scanning electron Using a microscope (magnification: 400 times), the central part of the plate thickness was observed, and 10 fields of view were imaged.
得られた組織写真を用い画像解析により、まず、フェライト相とそれ以外とを分離して、フェライト相の面積を測定し、観察視野全体に対する面積率を求め、フェライト相の面積率とした。このとき、線状の形態として観察される粒界はフェライト相の一部として計上した。なお、フェライト相には、ポリゴナルフェライト相、ベイニティックフェライト相およびグラニュラーフェライト相を含むものとした。 First, the ferrite phase and the others were separated by image analysis using the obtained structure photograph, the area of the ferrite phase was measured, and the area ratio with respect to the entire observation field was obtained to obtain the ferrite phase area ratio. At this time, the grain boundary observed as a linear form was counted as a part of the ferrite phase. The ferrite phase includes a polygonal ferrite phase, a bainitic ferrite phase, and a granular ferrite phase.
フェライトの粒径は、得られた組織写真を用いて、各組織写真に水平線および垂直線をそれぞれ3本ずつ引き、ASTM E 112-10に準拠した切断法によって求めた。各写真から得られた値の算術平均を各鋼板のフェライト平均粒径とした。
（２）析出物観察
得られた鋼板の板厚中央部から透過型電子顕微鏡観察用試験片を採取し、機械研磨、化学研磨により、観察用薄膜とした。得られた薄膜について、透過型電子顕微鏡（倍率：135000倍）を用いて、析出物（炭化物）の観察を行った。100個以上の炭化物について、粒子径を測定し、それらの算術平均値を、各鋼板の炭化物平均粒径とした。なお、測定に当たっては、１μｍより大きな粗大なセメンタイトや窒化物は除外した。
The grain size of the ferrite was determined by a cutting method in accordance with ASTM E 112-10 by drawing three horizontal lines and three vertical lines in each structure photograph using the obtained structure photographs. The arithmetic average of the values obtained from each photograph was taken as the ferrite average particle size of each steel sheet.
(2) Precipitate observation A test piece for transmission electron microscope observation was collected from the center of the thickness of the obtained steel sheet, and was made into an observation thin film by mechanical polishing and chemical polishing. About the obtained thin film, the precipitate (carbide) was observed using the transmission electron microscope (magnification: 135000 times). About 100 or more carbide | carbonized_materials, the particle diameter was measured and those arithmetic mean values were made into the carbide | carbonized_material average particle diameter of each steel plate. In the measurement, coarse cementite and nitride larger than 1 μm were excluded.
また、得られた熱延鋼板から電解抽出用試験片を採取した。電解抽出用試験片（約0.2ｇ）を10％AA系電解液（10vol％アセチルアセトン-1mass％塩化テトラメチルアンモニウム-メタノール）中で定電流電解（電流値：20mA/cm２）して、電解抽出残渣を捕集した。得られた炭化物中に含まれるFeの重量分率を求め、セメンタイト中のFeとＣの比（３：１）をもとに、セメンタイトの密度を7.6g/cm3としてセメンタイト析出量（体積率）に換算した。 Moreover, the test piece for electrolytic extraction was extract | collected from the obtained hot-rolled steel plate. Electrolytic extraction test piece (approx. 0.2g) was subjected to constant current electrolysis (current value: 20mA / cm 2 ) in 10% AA-based electrolyte (10vol% acetylacetone-1mass% tetramethylammonium chloride-methanol), followed by electrolytic extraction. The residue was collected. The weight fraction of Fe contained in the obtained carbide was calculated, and the cementite density (volume fraction) was determined based on the ratio of Fe to C in the cementite (3: 1) and the density of cementite was 7.6 g / cm 3. ).
（３）引張試験
得られた熱延鋼板から、JIS Z 2201(1998)に準拠して、圧延方向と垂直方向が引張方向となるようにJIS 13 B号引張試験片（各５本）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験（室温）を行い、引張特性（降伏強さYS、引張強さTS、全伸びEl）を測定した。得られた各試験片についての値を算術平均して、その鋼板の値とした。なお、引張試験はいずれも、クロスヘッドスピード：10mm/minで行った。
また、得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、表面性状観察、耐食性試験を実施した。試験方法は次のとおりとした。
(3) Tensile test In accordance with JIS Z 2201 (1998), JIS 13 B tensile test specimens (5 each) were collected from the obtained hot-rolled steel sheet so that the direction perpendicular to the rolling direction is the tensile direction. Then, a tensile test (room temperature) was performed in accordance with the provisions of JIS Z 2241, and tensile properties (yield strength YS, tensile strength TS, total elongation El) were measured. The value about each obtained test piece was arithmetically averaged, and it was set as the value of the steel plate. All tensile tests were performed at a crosshead speed of 10 mm / min.
Moreover, about the obtained hot-dip galvanized steel sheet, surface property observation and a corrosion resistance test were implemented. The test method was as follows.
（４）表面性状観察
得られためっき鋼板について、鋼板めっき表面を目視で不めっきの有無を観察し、めっき性を調査した。観察箇所は、コイル最内外周部一巻きとエッジ部100mmを除く、コイル先端部、コイル尾端部、コイル中央部のそれぞれ幅500mm、長さ500mの範囲とした。不めっき部が１カ所でもあれば×、なければ○とした。
(4) Surface property observation About the obtained plated steel plate, the presence or absence of non-plating was observed visually on the steel plate plating surface, and plating property was investigated. Observation locations were in the range of 500 mm in width and 500 m in length at the coil tip, coil tail, and coil center, respectively, except for the innermost winding of the coil and the edge of 100 mm. If there was at least one non-plated part, it was rated as x.
（５）耐食性試験
得られためっき鋼板から耐食性試験片（大きさ：150W×150Lmm）を採取し、試験片表面に、溶接電流：200Ａ、溶接電圧：20Ｖ、溶接速度：80cm/minでアーク溶接した。JIS Z 3312に規定されるG78JA4M、 N5CM3T相当の溶接ワイヤ（1.2mm径）を用い、シールドガス：Ar＋20％CO２でアーク溶接し、鋼板上に溶接ビードを形成した。溶接ビード近傍の鋼板表面には、亜鉛が蒸発し、めっきが消失した部分が形成された。ついで、複合サイクル試験を施し、めっき鋼板の耐食性を評価した。複合サイクルは、
塩水噴霧（JIS Z 2371に準拠して２ｈ）→乾燥（60℃で４ｈ）→湿潤（温度：50℃、RH：95％の雰囲気下で２h）
からなるサイクルとした。120サイクル経過後、めっきが溶接の熱影響によって失われた部分の最大侵食深さをデプスゲージによって測定した。得られた侵食深さが、0.3mm未満である場合を○、0.3mm以上の場合を×として評価した。
(5) Corrosion resistance test Corrosion resistance test pieces (size: 150W x 150Lmm) are taken from the obtained plated steel sheet, and arc welding is performed on the test piece surface at a welding current of 200A, a welding voltage of 20V, and a welding speed of 80cm / min. did. Using a welding wire (1.2 mm diameter) equivalent to G78JA4M and N5CM3T specified in JIS Z 3312, arc welding was performed with shielding gas: Ar + 20% CO 2 to form a weld bead on the steel plate. On the steel plate surface in the vicinity of the weld bead, a portion where zinc was evaporated and plating disappeared was formed. Subsequently, a combined cycle test was performed to evaluate the corrosion resistance of the plated steel sheet. Combined cycle is
Salt spray (2h according to JIS Z 2371) → Dry (4h at 60 ° C) → Wet (Temperature: 50 ° C, RH: 2h under 95% atmosphere)
A cycle consisting of After 120 cycles, the maximum erosion depth of the portion where plating was lost due to the thermal effect of welding was measured with a depth gauge. The case where the obtained erosion depth was less than 0.3 mm was evaluated as ○, and the case where the erosion depth was 0.3 mm or more was evaluated as ×.
得られた結果を表３に示す。 The obtained results are shown in Table 3.
本発明例はいずれも、引張強さ：780MPa以上の高強度と、めっき性に優れしかも優れた耐食性を有する高強度熱延鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、引張強さが780MPa未満であるか、めっき性が低下しているか、耐食性が低下している。 Each of the inventive examples is a high strength hot rolled steel sheet having a high tensile strength of 780 MPa or more, an excellent plating property, and an excellent corrosion resistance. On the other hand, in the comparative examples that are outside the scope of the present invention, the tensile strength is less than 780 MPa, the plating property is lowered, or the corrosion resistance is lowered.
Claims (13)
Ｃ：0.035〜0.12％、 Si：0.1％以下、
Mn：1.2％未満、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下、 Ti：0.14〜0.30％、
Cu：3.0％以下
を含有し、さらにCr：0.08％以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、金属組織が面積率で95％以上のフェライト相からなり、かつフェライトの平均結晶粒径が７μm以下で、該フェライトの結晶粒内に、平均粒径が８nm以下の炭化物を分散析出させ、セメンタイトの析出量を体積率で0.1％以下に調整した組織を有し、引張強さ：780MPa以上であることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板。 % By mass
C: 0.035 to 0.12%, Si: 0.1% or less,
Mn: less than 1.2%, P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.30%,
Cu: 3.0% or less, further adjusted to Cr: 0.08% or less, the composition of the balance Fe and inevitable impurities, the metal structure is composed of a ferrite phase with an area ratio of 95% or more, and the ferrite An average crystal grain size of 7 μm or less, a carbide having an average grain size of 8 nm or less dispersed and precipitated in the ferrite crystal grains, and having a structure in which the precipitation amount of cementite is adjusted to 0.1% or less by volume, Strength: High-strength hot-rolled steel sheet for plating with excellent corrosion resistance, characterized by a strength of 780 MPa or more.
記
2.0 ≧ (Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96) > 1.0…(1)
ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ：各元素の含有量（質量％） The said composition satisfies the following (1) Formula, The high-strength hot-rolled steel sheet for plating of Claim 1 characterized by the above-mentioned.
Record
2.0 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96)> 1.0 ... (1)
Here, C, Ti, V, Mo, W: Content of each element (mass%)
前記鋼素材を、質量％で、
Ｃ：0.035〜0.12％、 Si：0.1％以下、
Mn：1.2％未満、 Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.005％以下、 Al：0.1％以下、
Ｎ：0.01％以下、 Ti：0.14〜0.30％、
Cu：3.0％以下
を含有し、さらにCr：0.08％以下に調整し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼素材とし、
前記鋼素材に、1150〜1350℃の範囲の温度に加熱して粗圧延と、仕上圧延終了温度：860℃以上とする仕上圧延とを行う熱間圧延を施し、該熱間圧延後3ｓ以内に強制冷却を開始し、冷却開始から冷却停止までの平均冷却速度を20℃/s以上として冷却し、500〜700℃の範囲の巻取り温度で、コイル状に巻き取ることを特徴とする耐食性に優れためっき用高強度熱延薄鋼板の製造方法。 The steel material is subjected to hot rolling consisting of rough rolling and finish rolling, cooled, wound into a coil, and made into a hot-rolled steel sheet.
The steel material in mass%,
C: 0.035 to 0.12%, Si: 0.1% or less,
Mn: less than 1.2%, P: 0.03% or less,
S: 0.005% or less, Al: 0.1% or less,
N: 0.01% or less, Ti: 0.14-0.30%,
Cu: 3.0% or less, further adjusted to Cr: 0.08% or less, steel material having a composition consisting of the balance Fe and inevitable impurities,
The steel material is hot-rolled to a temperature in the range of 1150 to 1350 ° C. and subjected to rough rolling and finish rolling to a finish rolling finish temperature of 860 ° C. or higher, and within 3 s after the hot rolling. Corrosion resistance is characterized by starting forced cooling, cooling at an average cooling rate from the start of cooling to cooling stop of 20 ° C / s or more, and winding in a coil at a winding temperature in the range of 500 to 700 ° C. An excellent method for producing high-strength hot-rolled steel sheets for plating.
記
2.0≧(Ｃ/12)/(Ti/48＋Ｖ/51＋Ｗ/184＋Mo/96)>1.0…(1)
ここで、Ｃ、Ti、Ｖ、Mo、Ｗ：各元素の含有量（質量％） The said composition satisfies the following (1) Formula, The manufacturing method of the high strength hot rolled thin steel plate for plating of Claim 8 characterized by the above-mentioned.
Record
2.0 ≧ (C / 12) / (Ti / 48 + V / 51 + W / 184 + Mo / 96)> 1.0 ... (1)
Here, C, Ti, V, Mo, W: Content of each element (mass%)
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