JP3704306B2 - 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3704306B2 JP3704306B2 JP2001399396A JP2001399396A JP3704306B2 JP 3704306 B2 JP3704306 B2 JP 3704306B2 JP 2001399396 A JP2001399396 A JP 2001399396A JP 2001399396 A JP2001399396 A JP 2001399396A JP 3704306 B2 JP3704306 B2 JP 3704306B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- weldability
- steel sheet
- hot
- corrosion resistance
- mass
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板および溶融合金化亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして800MPa級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。これら部材の耐久性には、溶接部や加工部分の疲労耐久性や耐食性が挙げられる。
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
【０００３】
各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。
たとえば、穴拡げ性については、CAMP-ISIJ vol.13 (2000) p.395にあるように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性成型性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、800 ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。
【０００４】
また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（HAZ 軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特開2000-87175にあるようにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの析出によりHAZ 軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HAZ 軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、800 ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が800 ＭＰa 以上になると、溶接自体が困難になり、980MPa以上で更に顕著となる。このため、スポット溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故、特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰa クラス以上の高強度材に比べ極めて顕著となる。
【０００５】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織化を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、CAMP-ISIJ, vol.13(2000),p.391）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではない。
さらに、これらの鋼板には、Ｓｉなどが添加されたり、溶融亜鉛めっき工程での材質の確保や、めっき性やその後の耐食性の考慮が十分でない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、引張り強度が800 ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性および穴拡げ性を改善し、溶融亜鉛めっきおよび溶融合金化亜鉛めっきを可能とした耐食性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を800 ＭＰａ以上の領域で、溶接性、穴拡げ性を同時に改善する手法として、ミクロ組織およびを成分範囲や（Ａ）式による限定を行うことで、800 ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の軟化挙動を抑制して溶接部の疲労耐久性を向上させ、さらには、穴拡げ率：（穴拡げ試験後の穴の内径／穴拡げ試験前の穴径−１）×１００が７０％以上の穴拡げ性を確保できることを見出した。さらに、式（Ｂ）または（Ｃ）を満たすことでめっき性を改善し、耐食性の向上を図ることが可能なことを見出した。
【０００８】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
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％を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％の１種または２種を下記（Ａ）および（Ｂ）式を同時に満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であり、７０％以上の穴拡げ率を備えたことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al+15.0Si２ +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）
【０００９】
（２） さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とし、さらに式（Ａ）および（Ｃ）を満たす（１）に記載（ただし本項では式（Ｂ）を満たす必要はない）の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al＋15.0Si2 ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）
【００１０】
（３） さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１１】
（４） さらに、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）乃至（３）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１２】
（５） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至（４）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１３】
（６） さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Rem の１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）乃至（５）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１４】
（７） （１）乃至（６）に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点が−２０℃以下とし、焼鈍時の最高温度が０．３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１００℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（８） （７）に記載の製造方法において、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８０℃を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：1.5 ％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜4 ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JIS に準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行って破断部位置を測定した。また、各溶接継ぎ手を作成して、引張り- 引張りモードの疲労試験を105 〜106 cyclesまで行い、母材との疲労強度を比較することでめっき材の溶接継ぎ手の疲労特性を比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、ビードオンで行い、溶接後、試験片端面および表面を研削して溶接チャンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を極力少なくする方法を採った。また、めっき性の試験は、外観観察して５段階の評点をつけた。
評点５：不めっき等全くなく良好な外観。
評点４：めっき剥離が極めて少なく良好な外観。
評点３：不めっきやめっき剥離発生。
評点２：不めっきやめっき剥離多発。
評点１：めっき濡れず。
【００１７】
また、めっき後の耐食性試験には、板厚の３倍の曲率半径で板を曲げたあとで乾湿繰り返し試験を自動車技術会の規格（JASO）のサイクル腐食試験を100 回まで行った。腐食状況は、外観および断面を光学顕微鏡にて200 〜1000倍の20視野以上を観察し、内面への腐食の進行度合いを観察することで５段階評価とした。評点は以下のようである。
評点５：発錆等全くなく良好な外観。腐食の進行度合いは、めっき相のみまたは母材への腐食深さが50μｍ未満。
評点４：発錆が極めて少なく良好な外観。腐食の進行度合いは、母材への腐食深さが50μｍ〜100 μｍ未満。
評点３：錆発生が明確に認められる。
評点２：錆多発。
評点１：錆多発、一部に膨れや穴あき等あり。
【００１８】
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により、800 ＭＰａ以上の引張り強度と７０％以上の穴拡げ率を得、溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融合金化亜鉛めっき高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１９】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
800 ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性および穴拡げ性を両立させるためには、主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが適している。溶接性および穴拡げ性を両立させるためには、面積率で７０％以上とする。
【００２０】
また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えばアキュラーフェライトがその１例である。
穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトが主相で、面積率が９７％を超えることが望ましい。
【００２１】
一方、溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。これに対しては、後述するように成分を規定した（Ａ）式を満たすことで、引張り強度が800MPa以上の高強度めっき材の溶接性および溶接後疲労強度を確保できる。
【００２２】
延性確保や高強度化の観点からすると、面積率で３０％未満のフェライトを含んでも良い。一方、オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含むことは穴拡げ加工性や溶接熱影響部の軟化挙動の点から望ましくないが、面積率３％未満程度であれば、顕著な特性劣化が認められないことから、面積率で３％未満含んでも良い。さらに、酸化物や硫化物等の介在物を不可避的に含んでも良い。
【００２３】
また、式（Ａ）を満足しない場合には、めっき材での引張り強度で800 ＭＰａ以上を確保できなかったり、溶接熱影響部分の軟化を抑制できず、溶接継ぎ手の疲労特性が劣化してしまうだけでなく、穴拡げ性の確保も困難となる。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができ、これらは主相の面積率に含めた。
【００２４】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。
【００２５】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、良好な強度−穴拡げ性バランスを確保するための主相および第２相の率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために下限を０．０１質量％（以下、同じ）とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とした。好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．１５％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
【００２６】
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であるがめっき性を著しく劣化させる。このため１．５％以下とした。一方で、極低下は製造コストの高騰を招くことから、めっき性を大きくは悪化させない０．００５以上の添加とすることが望ましい。また、過剰添加は溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を１．５質量％とした。好ましくは、Ｓｉ：０．０５％以下とすることによりさらに著しい効果が得られる。
【００２７】
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効である。さらに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方、過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、延性の著しい低下を招くために３質量％を上限とした。好ましくは、Ｍｎ：１．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
【００２８】
Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
【００２９】
Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００３０】
Ａｌは、脱酸元素として添加する。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４％を上限とした。
【００３１】
Ｍｏは、強度−穴拡げ性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度−穴拡げ性およびめっき材の溶接性や溶接後の疲労耐久性の確保の極めて良好なバランスを得るための添加元素であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．０％とした。
【００３２】
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。また、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．００１質量％以上の添加とし、０．０１％以上の添加が溶接性向上のためには好ましい。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として１．０質量％とした。
【００３３】
また、800 ＭＰａ以上の強度レベルで、溶接性および穴拡げ性をバランス良く、制御するためには、式（Ａ）を満足しなければならない。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
【００３４】
Ｎｂ、ＭｏおよびＭｎは焼入れ性を向上させ、さらにＮｂおよびＭｏは熱影響部の軟化防止に効果的で、各係数はその程度を反映するものである。一方、Ｃは効果に有効なものの、溶接時の軟化挙動を助長する。その機構の詳細については、明確になっていないが、ＮｂおよびＭｏの軟化防止効果は溶接熱サイクル中に析出物形成やソリュウトドラッグ効果によると考えられる。一方、Ｃは焼入れ硬貨量が大きいうえ析出粗大化を助長することから、熱影響部の軟化を含めた溶接性を劣化させると考えられる。図１に示すように、式（Ａ）の左辺の値がゼロ以下の領域では、たとえベイナイトまたはベイニティックフェライトの面積率が70％以上としても、疲労強度比−引張り強度−穴拡げ率：λの両立した良好な材質は得られないことがわかる（図１中×印）。また、式（Ａ）の左辺の値がゼロ超の領域においても、製造方法の違いからベイナイトおよびベイニティックフェライトの面積率が低いものは、良好な材質が得られないこともわかる（図１中＊印）。すなわち、組織および式（Ａ）の条件を同時に満たすもののみ良好な材質が得られることがわかる。
【００３５】
また、めっき性を確保して、より良好な耐食性を確保する目的から、式（Ｂ）を満たさなければならない。
Al+15.0Si2 +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）
【００３６】
ＡｌおよびＳｉはめっきの濡れ性や合金化挙動に影響を及ぼす。特に濡れ性を劣化させ、各係数はその程度を反映するものである。その機構の詳細については、明確になっていないが、表面に形成される酸化物を形態に起因していると考えられる。図２に示すように、式（Ｂ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、耐食性試験後の外観評点が低くく、耐食性に劣る。また、式（Ｂ）の左辺の値がゼロ未満の領域においても、製造方法の違いから耐食性に劣るものもある。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度−穴拡げ性バランスのさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ１種または２種以上を含有できる。
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上およびめっき性向上の目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイト生成に伴うの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｃｕは、強化およびめっき性向上の目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
【００３８】
また、めっき性の確保に関しては、より良好な耐食性を確保する目的から、式（Ｃ）を満たさなければならない。
Al＋15.0Si2 ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）
【００３９】
上述のように、ＣｒはＡｌやＳｉと同様、表面の酸化物形態に影響するためめっき性を劣化させる。一方、ＮｉおよびＣｕはめっき性改善に有効であり、各係数はその程度を反映するものである。したがって、Ｃｒ、ＮｉやＣｕを含む場合には、（Ｂ）式でなく（Ｃ）式を満たさなければならない。図３に示すように、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、めっき外観評点が低く、一方、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ未満の領域ではすべて良好なめっき外観評点が得られる。
【００４０】
さらには、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４１】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
【００４２】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００４３】
Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから０．０００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００４４】
このような組織を有する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。
【００４５】
このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００４６】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 およびＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。ここで、昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点が−２０℃以下とした。酸素濃度が５０ppm を超えたり、露点がー２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる。
【００４７】
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライト生成させるのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
【００４８】
この後の冷却がめっき浴温度−２０℃未満まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題がある。また、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持することが望ましい。めっき浴温度−２０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき浴温度−５０℃を超えると炭化物が生じて材質劣化してしまう。また、合金化処理を行う場合には、４３０℃以上５８０℃以下とした。合金化処理温度が４３０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析出を伴い、材質劣化する。
また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG 、MIG 、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲とする。
【００４９】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ３変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ１とＡｃ３変態温度を計算により求めた。
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２−１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％、
これらのＡｃ１およびＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で昇温・保定したのち、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃まで冷却し、引き続いて１〜３０００秒保持した後、冷却した。なお、表３中の冷却停止温度はこの冷却工程の最終温度を示すものであるが、保持温度はこの冷却停止温度と必ずしも同一である必要はない。
【００５０】
これらの鋼板からJIS ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板にビードオンの形で各溶接を行い、弗素系樹脂（テフロン 商品名）潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。また、各溶接継ぎ手を作成して、引張り−引張りモードの疲労試験を105 〜106 cyclesまで行い、母材との疲労強度を比較することでめっき材の溶接継ぎ手の疲労特性を比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、ビードオンで行い、溶接後、試験片端面および表面を研削して溶接チャンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を極力少なくする方法を採った。また、めっき性の試験は、外観観察して５段階の評点をつけた。
また、めっき後の耐食性試験には、板厚の３倍の曲率半径で板を曲げたあとで乾湿繰り返し試験を行い、その発錆の程度をやはり５段階で評価した。
【００５１】
表２にミクロ組織と各材質について、また表３に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で800 ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部の球頭張り出加工における破断位置が溶接熱影響部となり、疲労強度も低く、穴拡げ性やめっき性や耐食性も劣勢である。
【００５２】
【表１】
【００５３】
【表２】
【００５４】
【表３】
【００５５】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が800 ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性および耐食性を同時に改善した溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 疲労強度比×引張り強度×λ（穴拡げ率）と（Ａ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
【図２】 乾湿繰り返し腐食試験後の外観評点と（Ｂ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
【図３】 めっき外観評点と（Ｃ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板および溶融合金化亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして800MPa級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。これら部材の耐久性には、溶接部や加工部分の疲労耐久性や耐食性が挙げられる。
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性などが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板以上に大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
【０００３】
各特性に対して、以下のような対策が各々講じられている。
たとえば、穴拡げ性については、CAMP-ISIJ vol.13 (2000) p.395にあるように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性成型性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、800 ＭＰａを超えて顕在化する溶接性および溶接熱影響部での軟化挙動については考慮されていない。
【０００４】
また、溶接性については、溶接熱影響部における軟化挙動（HAZ 軟化挙動）が問題視されるケースが多い。これに対して、例えば特開2000-87175にあるようにNbおよびMoの炭化物（Ｎｂ、Ｍｏ）Ｃの析出によりHAZ 軟化挙動を抑制することが示されている。しかし、この技術は、疲労強度に関して考慮されているものの穴拡げ性等の加工性について十分な考慮はない。また、HAZ 軟化挙動を抑制の効果も強度レベルが低く、800 ＭＰａ以上の極めて高強度な材料における溶接性や加工性について十分とはいえない。特に、引張り強度が800 ＭＰa 以上になると、溶接自体が困難になり、980MPa以上で更に顕著となる。このため、スポット溶接等の従来の溶接方法に加えてレーザー溶接なども一部適用される例もある。しかし、高強度故、特に溶接部および熱影響部での材質変動が５９０ＭＰa クラス以上の高強度材に比べ極めて顕著となる。
【０００５】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織化を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、CAMP-ISIJ, vol.13(2000),p.391）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではない。
さらに、これらの鋼板には、Ｓｉなどが添加されたり、溶融亜鉛めっき工程での材質の確保や、めっき性やその後の耐食性の考慮が十分でない。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、前述のような従来技術の問題点を解決し、引張り強度が800 ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性および穴拡げ性を改善し、溶融亜鉛めっきおよび溶融合金化亜鉛めっきを可能とした耐食性に優れた高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を800 ＭＰａ以上の領域で、溶接性、穴拡げ性を同時に改善する手法として、ミクロ組織およびを成分範囲や（Ａ）式による限定を行うことで、800 ＭＰａ以上の高強度を保ちつつ溶接熱影響部の軟化挙動を抑制して溶接部の疲労耐久性を向上させ、さらには、穴拡げ率：（穴拡げ試験後の穴の内径／穴拡げ試験前の穴径−１）×１００が７０％以上の穴拡げ性を確保できることを見出した。さらに、式（Ｂ）または（Ｃ）を満たすことでめっき性を改善し、耐食性の向上を図ることが可能なことを見出した。
【０００８】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
（１） 質量％で、
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％を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％の１種または２種を下記（Ａ）および（Ｂ）式を同時に満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であり、７０％以上の穴拡げ率を備えたことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al+15.0Si２ +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）
【０００９】
（２） さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とし、さらに式（Ａ）および（Ｃ）を満たす（１）に記載（ただし本項では式（Ｂ）を満たす必要はない）の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al＋15.0Si2 ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）
【００１０】
（３） さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１１】
（４） さらに、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする（１）乃至（３）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１２】
（５） さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする（１）乃至（４）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１３】
（６） さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Rem の１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）乃至（５）に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１４】
（７） （１）乃至（６）に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点が−２０℃以下とし、焼鈍時の最高温度が０．３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１００℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００１５】
（８） （７）に記載の製造方法において、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８０℃を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００１６】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
発明者らは、質量％で、Ｃ：０．０１〜０．２％、Ｓｉ：1.5 ％以下、Ｍｎ：０．０１〜３％、Ｐ：０．００１０〜０．１％、Ｓ：０．００１０〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜4 ％を含有し、残部Ｆｅおよび不可避不純物からなる鋼板をベースに、各合金を添加した溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、JIS に準拠した引張り試験、鋼板をつきあわせてレーザー溶接を行い、その後球頭張り出し試験を行って破断部位置を測定した。また、各溶接継ぎ手を作成して、引張り- 引張りモードの疲労試験を105 〜106 cyclesまで行い、母材との疲労強度を比較することでめっき材の溶接継ぎ手の疲労特性を比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、ビードオンで行い、溶接後、試験片端面および表面を研削して溶接チャンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を極力少なくする方法を採った。また、めっき性の試験は、外観観察して５段階の評点をつけた。
評点５：不めっき等全くなく良好な外観。
評点４：めっき剥離が極めて少なく良好な外観。
評点３：不めっきやめっき剥離発生。
評点２：不めっきやめっき剥離多発。
評点１：めっき濡れず。
【００１７】
また、めっき後の耐食性試験には、板厚の３倍の曲率半径で板を曲げたあとで乾湿繰り返し試験を自動車技術会の規格（JASO）のサイクル腐食試験を100 回まで行った。腐食状況は、外観および断面を光学顕微鏡にて200 〜1000倍の20視野以上を観察し、内面への腐食の進行度合いを観察することで５段階評価とした。評点は以下のようである。
評点５：発錆等全くなく良好な外観。腐食の進行度合いは、めっき相のみまたは母材への腐食深さが50μｍ未満。
評点４：発錆が極めて少なく良好な外観。腐食の進行度合いは、母材への腐食深さが50μｍ〜100 μｍ未満。
評点３：錆発生が明確に認められる。
評点２：錆多発。
評点１：錆多発、一部に膨れや穴あき等あり。
【００１８】
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により、800 ＭＰａ以上の引張り強度と７０％以上の穴拡げ率を得、溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板及び溶融合金化亜鉛めっき高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１９】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
800 ＭＰａ以上の引張り強度を得、溶接性および穴拡げ性を両立させるためには、主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが適している。溶接性および穴拡げ性を両立させるためには、面積率で７０％以上とする。
【００２０】
また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えばアキュラーフェライトがその１例である。
穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトが主相で、面積率が９７％を超えることが望ましい。
【００２１】
一方、溶接熱影響部での軟化防止が問題となる。これに対しては、後述するように成分を規定した（Ａ）式を満たすことで、引張り強度が800MPa以上の高強度めっき材の溶接性および溶接後疲労強度を確保できる。
【００２２】
延性確保や高強度化の観点からすると、面積率で３０％未満のフェライトを含んでも良い。一方、オーステナイトおよび／またはマルテンサイトを含むことは穴拡げ加工性や溶接熱影響部の軟化挙動の点から望ましくないが、面積率３％未満程度であれば、顕著な特性劣化が認められないことから、面積率で３％未満含んでも良い。さらに、酸化物や硫化物等の介在物を不可避的に含んでも良い。
【００２３】
また、式（Ａ）を満足しない場合には、めっき材での引張り強度で800 ＭＰａ以上を確保できなかったり、溶接熱影響部分の軟化を抑制できず、溶接継ぎ手の疲労特性が劣化してしまうだけでなく、穴拡げ性の確保も困難となる。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物の１又は２以上を面積率１％以下で含有する場合も本発明で用いることができ、これらは主相の面積率に含めた。
【００２４】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。
【００２５】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
Ｃは、良好な強度−穴拡げ性バランスを確保するための主相および第２相の率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために下限を０．０１質量％（以下、同じ）とし、溶接性および穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とした。好ましくは、Ｃ：０．０５〜０．１５％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
【００２６】
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であるがめっき性を著しく劣化させる。このため１．５％以下とした。一方で、極低下は製造コストの高騰を招くことから、めっき性を大きくは悪化させない０．００５以上の添加とすることが望ましい。また、過剰添加は溶接性およびに悪影響を及ぼすため、上限を１．５質量％とした。好ましくは、Ｓｉ：０．０５％以下とすることによりさらに著しい効果が得られる。
【００２７】
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効である。さらに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方、過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、延性の著しい低下を招くために３質量％を上限とした。好ましくは、Ｍｎ：１．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴拡げ性バランスが得られる。
【００２８】
Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とした。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
【００２９】
Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００３０】
Ａｌは、脱酸元素として添加する。このため、０．００５質量％以上の添加とした。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうため４％を上限とした。
【００３１】
Ｍｏは、強度−穴拡げ性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度−穴拡げ性およびめっき材の溶接性や溶接後の疲労耐久性の確保の極めて良好なバランスを得るための添加元素であることから、その下限を０．０１質量％とした。また、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．０％とした。
【００３２】
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。また、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．００１質量％以上の添加とし、０．０１％以上の添加が溶接性向上のためには好ましい。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として１．０質量％とした。
【００３３】
また、800 ＭＰａ以上の強度レベルで、溶接性および穴拡げ性をバランス良く、制御するためには、式（Ａ）を満足しなければならない。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
【００３４】
Ｎｂ、ＭｏおよびＭｎは焼入れ性を向上させ、さらにＮｂおよびＭｏは熱影響部の軟化防止に効果的で、各係数はその程度を反映するものである。一方、Ｃは効果に有効なものの、溶接時の軟化挙動を助長する。その機構の詳細については、明確になっていないが、ＮｂおよびＭｏの軟化防止効果は溶接熱サイクル中に析出物形成やソリュウトドラッグ効果によると考えられる。一方、Ｃは焼入れ硬貨量が大きいうえ析出粗大化を助長することから、熱影響部の軟化を含めた溶接性を劣化させると考えられる。図１に示すように、式（Ａ）の左辺の値がゼロ以下の領域では、たとえベイナイトまたはベイニティックフェライトの面積率が70％以上としても、疲労強度比−引張り強度−穴拡げ率：λの両立した良好な材質は得られないことがわかる（図１中×印）。また、式（Ａ）の左辺の値がゼロ超の領域においても、製造方法の違いからベイナイトおよびベイニティックフェライトの面積率が低いものは、良好な材質が得られないこともわかる（図１中＊印）。すなわち、組織および式（Ａ）の条件を同時に満たすもののみ良好な材質が得られることがわかる。
【００３５】
また、めっき性を確保して、より良好な耐食性を確保する目的から、式（Ｂ）を満たさなければならない。
Al+15.0Si2 +1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ）
【００３６】
ＡｌおよびＳｉはめっきの濡れ性や合金化挙動に影響を及ぼす。特に濡れ性を劣化させ、各係数はその程度を反映するものである。その機構の詳細については、明確になっていないが、表面に形成される酸化物を形態に起因していると考えられる。図２に示すように、式（Ｂ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、耐食性試験後の外観評点が低くく、耐食性に劣る。また、式（Ｂ）の左辺の値がゼロ未満の領域においても、製造方法の違いから耐食性に劣るものもある。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度−穴拡げ性バランスのさらなる向上を目的として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ１種または２種以上を含有できる。
Ｃｒは、強化目的および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、５％を超える量の添加では、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｎｉは、焼き入れ性の向上およびめっき性向上の目的で０．０１質量％以上とし、５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイト生成に伴うの硬度上昇寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
Ｃｕは、強化およびめっき性向上の目的で０．０１質量％以上の添加とし、５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
【００３８】
また、めっき性の確保に関しては、より良好な耐食性を確保する目的から、式（Ｃ）を満たさなければならない。
Al＋15.0Si2 ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ）
【００３９】
上述のように、ＣｒはＡｌやＳｉと同様、表面の酸化物形態に影響するためめっき性を劣化させる。一方、ＮｉおよびＣｕはめっき性改善に有効であり、各係数はその程度を反映するものである。したがって、Ｃｒ、ＮｉやＣｕを含む場合には、（Ｂ）式でなく（Ｃ）式を満たさなければならない。図３に示すように、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ以上の領域では、めっき外観評点が低く、一方、式（Ｃ）の左辺の値がゼロ未満の領域ではすべて良好なめっき外観評点が得られる。
【００４０】
さらには、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、５質量％以下にすることが望ましい。
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れること、５質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４１】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上の添加とした。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
【００４２】
Ｂもまた、必要に応じて添加できる。Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効ではあるが、その添加量が０．１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、加工性が低下するため、上限を０．１質量％とした。
【００４３】
Ｃａ、Ｙ、Ｒｅｍは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから０．０００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００４４】
このような組織を有する溶接性、穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。
【００４５】
このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す場合などに有利である。その後、冷延後焼鈍することで最終製品とする。また、電気めっきや溶融亜鉛めっき、溶融合金亜鉛めっきを施しても本願発明を阻害するものではない。また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ3 変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ3 から１０℃程度低温までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、４０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００４６】
冷延後焼鈍する際に、焼鈍温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ1 およびＡｃ3 温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）で、表現される０．３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）未満の場合には、焼鈍温度で得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、焼鈍温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、焼鈍温度の上限をＡｃ3 ＋30（℃）とした。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上が必要である。しかし、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招く。ここで、昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点が−２０℃以下とした。酸素濃度が５０ppm を超えたり、露点がー２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる。
【００４７】
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライト生成させるのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
【００４８】
この後の冷却がめっき浴温度−２０℃未満まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題がある。また、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持することが望ましい。めっき浴温度−２０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき浴温度−５０℃を超えると炭化物が生じて材質劣化してしまう。また、合金化処理を行う場合には、４３０℃以上５８０℃以下とした。合金化処理温度が４３０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析出を伴い、材質劣化する。
また、溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、TIG 、MIG 、マッシュおよびレーザー等の溶接を行っても本願の範囲とする。
【００４９】
【実施例】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
表１に示すような組成の鋼板を、１２００℃に加熱し、Ａｒ３変態温度以上で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上で巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ１とＡｃ３変態温度を計算により求めた。
Ａｃ１ ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ３ ＝９１０−２０３×（Ｃ％）１／２−１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％、
これらのＡｃ１およびＡｃ３変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ２−Ｎ２雰囲気中で昇温・保定したのち、３〜１５０℃／秒の冷却速度で２００〜４５０℃まで冷却し、引き続いて１〜３０００秒保持した後、冷却した。なお、表３中の冷却停止温度はこの冷却工程の最終温度を示すものであるが、保持温度はこの冷却停止温度と必ずしも同一である必要はない。
【００５０】
これらの鋼板からJIS ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。溶接性については鋼板にビードオンの形で各溶接を行い、弗素系樹脂（テフロン 商品名）潤滑にて球頭張り出し試験を行い、母材に対する張り出し高さおよび破断位置を測定した。また、各溶接継ぎ手を作成して、引張り−引張りモードの疲労試験を105 〜106 cyclesまで行い、母材との疲労強度を比較することでめっき材の溶接継ぎ手の疲労特性を比較評価した。ここで、溶接継ぎ手は、ビードオンで行い、溶接後、試験片端面および表面を研削して溶接チャンスによる継ぎ手形状のばらつき因子を極力少なくする方法を採った。また、めっき性の試験は、外観観察して５段階の評点をつけた。
また、めっき後の耐食性試験には、板厚の３倍の曲率半径で板を曲げたあとで乾湿繰り返し試験を行い、その発錆の程度をやはり５段階で評価した。
【００５１】
表２にミクロ組織と各材質について、また表３に各製造条件と材質について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、溶接性、延性、強度（引張り強度で800 ＭＰａ以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
一方、本発明の条件から外れる比較例は、溶接部の球頭張り出加工における破断位置が溶接熱影響部となり、疲労強度も低く、穴拡げ性やめっき性や耐食性も劣勢である。
【００５２】
【表１】
【表２】
【表３】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が800 ＭＰａ以上の高強度鋼板の溶接性、穴拡げ性および耐食性を同時に改善した溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 疲労強度比×引張り強度×λ（穴拡げ率）と（Ａ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
【図２】 乾湿繰り返し腐食試験後の外観評点と（Ｂ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
【図３】 めっき外観評点と（Ｃ）式の左辺の値との関係を示すグラフである。
Claims (8)
- 質量％で、
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％を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％、
Ｎｂ：０．００１〜１．０％の１種または２種を下記（Ａ）および（Ｂ）式を同時に満たす範囲で含有し、残部をFeおよび不可避的不純物とし、ミクロ組織が、ベイナイトまたはベイニティックフェライトとして面積率で７０％以上含有し、引張強度が800MPa以上であり、７０％以上の穴拡げ率を備えたことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn −5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al+15.0Si２+1.5Si-1.8 ＜ ０ ・・・（Ｂ） - さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜５％、
Ｎｉ：０．０１〜５％、
Ｃｕ：０．０１〜５％、
の１種または２種以上を含有することを特徴とし、さらに式（Ａ）および（Ｃ）を満たす請求項１に記載（ただし本項では式（Ｂ）を満たす必要はない）の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
3.0Nb+2.5Mo+Mn−5C0.5 ＞ ０ ・・・（Ａ）
Al＋15.0Si2 ＋1.5Si ＋0.5Cr −(30Ni ＋10Cu) −1.8 ＜ ０ ・・・（Ｃ） - さらに、質量％で、
Ｃｏ：０．０１〜５％、
Ｗ ：０．０１〜５％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。 - さらに、質量％で、
Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｔｉ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項３に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。 - さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．１％を含有することを特徴とする請求項１乃至請求項４に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
- さらに、質量％で、Ｃａ、Ｙ、Rem の１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１乃至請求項５に記載の溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
- 請求項１乃至請求項６に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm 以下で露点が−２０℃以下とし、焼鈍時の最高温度が０．３×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上Ａｃ3 ＋３０（℃）以下で焼鈍した後に、０．１〜１００℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜1000秒保持を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
- 請求項７に記載の製造方法において、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜1000秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８０℃を行うことを特徴とする溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001399396A JP3704306B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001399396A JP3704306B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2003193190A JP2003193190A (ja) | 2003-07-09 |
| JP3704306B2 true JP3704306B2 (ja) | 2005-10-12 |
Family
ID=27604443
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001399396A Expired - Fee Related JP3704306B2 (ja) | 2001-12-28 | 2001-12-28 | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3704306B2 (ja) |
Cited By (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108677084A (zh) * | 2018-04-08 | 2018-10-19 | 敬业钢铁有限公司 | 一种低夹杂洁净钢的生产方法 |
Families Citing this family (24)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4528135B2 (ja) * | 2004-03-01 | 2010-08-18 | 新日本製鐵株式会社 | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP4500124B2 (ja) * | 2004-07-23 | 2010-07-14 | 新日本製鐵株式会社 | ホットプレス用めっき鋼板の製造方法 |
| JP4507813B2 (ja) * | 2004-10-12 | 2010-07-21 | 住友金属工業株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| JP4553372B2 (ja) * | 2004-12-28 | 2010-09-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 耐水素脆化特性に優れた超高強度薄鋼板 |
| JP4716358B2 (ja) * | 2005-03-30 | 2011-07-06 | 株式会社神戸製鋼所 | 強度と加工性のバランスに優れた高強度冷延鋼板およびめっき鋼板 |
| GB2439069B (en) * | 2006-03-29 | 2011-11-30 | Kobe Steel Ltd | High Strength cold-rolled steel sheet exhibiting excellent strength-workability balance and plated steel sheet |
| WO2008062984A1 (en) * | 2006-11-21 | 2008-05-29 | Posco | Steel excellent in resistance to corrosion by sulfuric acid and method for manufacturing the same |
| JP5478804B2 (ja) * | 2006-12-28 | 2014-04-23 | 新日鐵住金株式会社 | 表面外観及びめっき密着性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP5194878B2 (ja) * | 2007-04-13 | 2013-05-08 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性および溶接性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5402007B2 (ja) | 2008-02-08 | 2014-01-29 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5264234B2 (ja) * | 2008-03-24 | 2013-08-14 | 日新製鋼株式会社 | 耐溶融金属脆化割れ性に優れたＺｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法 |
| JP5213643B2 (ja) * | 2008-03-26 | 2013-06-19 | 株式会社神戸製鋼所 | 延性および穴拡げ性に優れた高強度冷延鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| CN101805820A (zh) * | 2010-04-22 | 2010-08-18 | 山西太钢不锈钢股份有限公司 | 一种塑料模具钢的预硬化处理方法 |
| JP5686028B2 (ja) * | 2011-04-08 | 2015-03-18 | 新日鐵住金株式会社 | 合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 |
| US9695493B2 (en) | 2012-04-05 | 2017-07-04 | Tata Steel Ijmuiden Bv | Steel strip having a low Si content |
| CN102719736B (zh) * | 2012-06-12 | 2014-07-09 | 武汉钢铁(集团)公司 | 一种屈强比≥0.9的超细晶粒滑道用钢及其生产方法 |
| TWI480389B (zh) | 2012-09-26 | 2015-04-11 | Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp | Composite composite steel sheet and manufacturing method thereof |
| CN104838026B (zh) | 2012-12-11 | 2017-05-17 | 新日铁住金株式会社 | 热轧钢板及其制造方法 |
| US10689724B2 (en) | 2015-07-31 | 2020-06-23 | Nippon Steel Corporation | Steel sheet with strain induced transformation type composite structure and method of manufacturing same |
| WO2017051998A1 (ko) * | 2015-09-22 | 2017-03-30 | 현대제철 주식회사 | 도금 강판 및 이의 제조방법 |
| CN109642278B (zh) | 2016-08-18 | 2020-12-25 | 日本制铁株式会社 | 热轧钢板 |
| WO2018203111A1 (en) * | 2017-05-05 | 2018-11-08 | Arcelormittal | Method for producing a high strength steel sheet having high ductility, formability and weldability, and obtained steel sheet |
| MX2020006763A (es) * | 2017-12-27 | 2020-08-24 | Jfe Steel Corp | Lamina de acero de alta resistencia y metodo para la produccion de la misma. |
| CN109280853B (zh) * | 2018-11-19 | 2020-05-08 | 潍坊科技学院 | 一种高强韧桥梁缆索镀锌钢丝及其制备方法 |
-
2001
- 2001-12-28 JP JP2001399396A patent/JP3704306B2/ja not_active Expired - Fee Related
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| CN108677084A (zh) * | 2018-04-08 | 2018-10-19 | 敬业钢铁有限公司 | 一种低夹杂洁净钢的生产方法 |
| CN108677084B (zh) * | 2018-04-08 | 2020-11-03 | 敬业钢铁有限公司 | 一种低夹杂洁净钢的生产方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2003193190A (ja) | 2003-07-09 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP3704306B2 (ja) | 溶接性、穴拡げ性および耐食性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3854506B2 (ja) | 溶接性、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4730056B2 (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度冷延鋼板の製造方法 | |
| JP4523937B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP5418047B2 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5162836B2 (ja) | 溶接部の耐水素脆性に優れる高強度冷延鋼板及びその製造方法 | |
| JP4072090B2 (ja) | 伸びフランジ成形性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4317384B2 (ja) | 耐水素脆化、溶接性および穴拡げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP4542515B2 (ja) | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高強度冷延鋼板の製造方法、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP6388056B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法および冷延フルハード鋼板の製造方法 | |
| EP2527484B1 (en) | Method for manufacturing a high-strength galvanized steel sheet having excellent formability and spot weldability | |
| WO2019003448A1 (ja) | 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 | |
| JP2005105367A (ja) | 溶接性と延性に優れた高降伏比高強度冷延鋼板および高降伏比高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びに、高降伏比高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP4528135B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4676923B2 (ja) | 耐食性および溶接強度に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4500197B2 (ja) | 成形性と溶接性に優れた高強度冷延鋼板、高強度溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2010043360A (ja) | 穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3895986B2 (ja) | 溶接性および穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP5953695B2 (ja) | めっき密着性と成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP3924108B2 (ja) | 予加工後のハイドロフォーム成形性の優れた高強度鋼板の製造方法 | |
| JP2010235989A (ja) | 耐溶融金属脆化特性に優れた高強度Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6947334B1 (ja) | 高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP4580403B2 (ja) | 深絞り用溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4580402B2 (ja) | プレス加工用溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4351465B2 (ja) | 穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20041130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050111 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050311 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050415 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050613 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20050715 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20050722 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 3704306 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080729 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090729 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090729 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100729 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110729 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120729 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130729 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130729 Year of fee payment: 8 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130729 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130729 Year of fee payment: 8 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130729 Year of fee payment: 8 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |