JP3790092B2 - 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 - Google Patents
優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3790092B2 JP3790092B2 JP2000153224A JP2000153224A JP3790092B2 JP 3790092 B2 JP3790092 B2 JP 3790092B2 JP 2000153224 A JP2000153224 A JP 2000153224A JP 2000153224 A JP2000153224 A JP 2000153224A JP 3790092 B2 JP3790092 B2 JP 3790092B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- dip galvanized
- hot
- less
- plating
- 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 - Lifetime
Links
Images
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
【０００１】
【発明が属する技術分野】
本発明は引張強度が４４０〜７８０Ｎ／mm2 程度の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）であって、優れた加工性とめっき性を備えたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーなどの構造部材用鋼板は、近年、安全性向上の観点から、また環境問題対策として燃費向上を目的とする車体の軽量化の観点から、急速に高強度鋼板が用いられつつある。一方、強度の上昇は加工性の劣化を招き、部品のプレス加工そのものを困難にするため、強度と加工性を両立させた鋼板が強く望まれている。
【０００３】
このような要求に対して、特開平４−２６７４４号公報、特開平５−３３１５３７号公報、特開平４−１２８３２０号公報、特開平４−１２８３２１号公報、特開平４−１７３９４５号公報、特開平９−２５５３７号公報、特開平９−２６３８８３号公報などに記載されているように、残留オーステナイトの加工誘起変態を活用することにより優れた伸びを有する高強度鋼板やマルテンサイトなどの硬質相を活用した組織強化鋼板を母材鋼板とする溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、耐食性に優れた自動車用鋼板として広く使用されるに及んでいる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平４−２６７４４号公報に記載された技術では、溶融亜鉛めっきラインで残留オーステナイトを生成させ、伸びの優れた高強度鋼板が得られているものの、Ｓｉ量が高いため、めっき性が悪く、一部の実施例では表面研削やプレめっきという追加工程が必要とされている。
また、特開平５−３３１５３７号公報に記載された技術では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を有する鋼板の製造方法が開示されているが、この技術においても鋼板の焼入れ性を高めるために積極的に添加されたＳｉ量、Ｍｎ量に伴ってめっき性が低下しており、そのめっき性の低下をプレめっきという追加工程を実施することで回避している。このように、加工性とめっき性を両立させることは非常に困難であり、これまで表面研削やプレめっきという製造工程の追加で対応してきた。
また、特開平４−１２８３２０号公報およぴ特開平４−１２８３２１号公報に記載された技術は、溶融亜鉛めっきラインにて高い冷却速度を実現し、複合組織を得ることによって、伸びの高い高強度鋼板が得られるものの、マルテンサイト変態を生ぜしめるため、焼き入れ性向上の手段としてＳｉ添加によるオーステナイト中へのＣ濃縮を採用している。因みに、実施例では０．１７〜０．２０％のＳｉを添加している。しかし、Ｓｉの過多の添加は同公報にも記載されているとおり合金化処理を施した場合のめっき不良を招くが、それ以前に不めっきと呼ばれる溶融亜鉛めっきの濡れ性に起因する表面不具合が生じる。このため、実施例に記載されたＳｉ量よりも格段に厳しく管理する必要がある。
また、特開平４−１７３９４５号公報に記載された技術は、ベイナイトを主体としたベイナイト・フェライト・マルテンサイトの複合組織を有する鋼板の製造方法であるが、この技術においてもＣのオーステナイト相への排出によるフェライトの延性を向上させるため、Ｓｉ添加が必要であり、その悪影響については、上記したとおりである。更にその組織が比較的軟質な低温変態相であるベイナイト主体であり、曲げ加工性のような局所的な変形能には優れるが、伸び特性に関しては必ずしも有利ではない。
また、特開平９−２５５３７号会報および特開平９−２６３８８３号公報に記載された技術は、フェライトと、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの低温変態生成物とからなる高強度熱延鋼板、冷延鋼板に関するものであるが、耐孔明き腐食性改善のために、一定量以上のＴｉを添加しておく必要がある。しかし、Ｔｉは鋼中において粗大な窒化物を形成し局所変形能を劣化させるだけでなく、炭化物を形成し、低温変態相形成に必要なＣ量そのものを減少させてしまう。さらにはめっきの合金化挙動にも大きく影響し、安定製造を困難にする可能性が高い。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、表面研削工程やプレめっき工程を追加をすることなく、高強度を有し、優れた加工性とめっき性とを兼備した溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、mass％で、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．０３〜０．５９５％、
Ｍｏ：０．０３〜１．５０％、
３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ：８．１％以下、
Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏ：３．５％以上、 Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％
かつＳｉ：０．０４％以下、Ｐ：０．０６０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトが５０〜９５面積％、マルテンサイトが５〜５０面積％で、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織が０〜５面積％とする複合組織からなる母材鋼板に溶融亜鉛めっき層が形成されたものである。なお、本発明では、前記溶融亜鉛めっき層としては、めっき後に合金化処理を施したものをも含む。
【０００７】
以下、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の化学成分（単位mass％）の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは鋼の強度に大きく作用し、低温変態生成物の量や形態を変えることで伸びや伸びフランジ性にも影響する。０．０２％未満では４４０Ｎ／mm2 以上の高強度を得ることが困難であり、一方０．２０％を越えて添加すると溶接性の低下を招く。このため、Ｃ量の下限を０．０２％、好ましくは０．０４％とし、その上限を０．２０％、好ましくは０．１５％とする。
【０００８】
Ｍｎ：１．５０〜２．４０％
Ｍｎはオーステナイトを安定化し、オーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ冷却過程で生成する低温変態生成物の特性に大きく影響する元素であり、本発明ではこの低温変態生成物の生成のために添加される。加工性の非常に優れた高強度鋼板としての特性を得るためには少なくとも１．５０％の添加が必要である。しかし２．４０％を越えると溶製が困難になるばかりでなく、溶接性に悪影響を及ぼすため、これを上限とする。
【０００９】
Ｍｏ：０．０３〜１．５０％、Ｃｒ：０．０３〜０．５９５％
本発明では、焼入れ性向上元素としてＣｒとＭｏを複合添加する。Ｍｎも基本的に焼入れ性向上元素であり、これらの元素はオーステナイト中にＣを濃化させ、安定度を高め、マルテンサイトを生成させやすくするだけでなく、酸化物を鋼板表面に形成することによって、めっき性にも影響する。作用効果は詳細には不明であるが、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎの複合添加とすることによって、それぞれの元素が互いに補完しあい、効率的に、めっき性、加工性の両立が達成される。Ｃｒ，Ｍｏの添加量は、それぞれ０．０３％未満では、焼入性向上を効果が期待できない。一方、Ｍｏは１．５０％を超えて添加されても効果が飽和するばかりか、コスト面も不利になる。また、Ｃｒは後述のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの複合添加量の制限からその上限が０．５９５％となる。このため、Ｃｒ量、Ｍｏ量の下限を０．０３％、Ｍｏの上限を１．５０％、Ｃｒの上限を０．５９５％とする。
【００１０】
３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ：８．１％以下、Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏ：３．５％以上（左記式中の元素記号はその元素の添加量を意味する。）
上記Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎは、後述の実施例から明らかなように、それらの添加量を適正なバランスにすることが必要である。まずマルテンサイト変態を効率的に生ぜしめ、加工性に適正な複合組織とするためには、Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏを３．５％以上、好ましくは５．０％以上とすることが必要である。３．５％未満では、ベイナイトなどの軟質な低温変態生成物が過剰に生じやすくなり、優れた強度−伸びバランスが得られないようになる。一方、めっき性の観点からは、３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏを８．１％以下、好ましくは７．０％以下とすることが必要である。８．１％を超えると、生成する酸化物組成の影響と思われるが、溶融亜鉛めっき時にピンホール状にめっきのつかない部分（不めっき部）が鋼板表面に多発し、著しく外観品質を損なうようになる。
【００１１】
Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％
Ａｌは脱酸のために少なくとも０．０１０％以上添加する。しかし、添加量が過多であると、コスト高になるだけでなく、表面性状を悪化させるので、上限を０．１５０％とする。
【００１２】
本発明の母材鋼板は、上記基本成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる場合のほか、基本成分の作用・効果を妨げず、更に鋼板の特性を向上させる元素として下記のＢ、Ｃａの１種以上を前記基本成分に添加して、下記(1) 、(2) の化学成分（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）とすることができる。
(1) 基本成分＋Ｂ
(2) 基本成分又は前記(1) の成分＋Ｃａ
【００１３】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは溶接性を向上させ、また焼入性を高める作用がある。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．０００５％以上添加するのがよい。しかし、過多に添加すると、これらの作用が飽和するだけでなく、延性が劣化し、加工性が低下するようになるので、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。
【００１４】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは介在物の形態を制御して、延性を高め、加工性を向上させる作用がある。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．００１０％以上添加するのがよい。しかし、過多に添加すると、鋼中の介在物量が増加し、延性が劣化し、加工性が低下するようになるので、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。
【００１５】
本発明においては、所期の目的を達成するために、不可避的不純物の中でも特に、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉについては下記所定量以下制限することが必要である。以下、これらの不純物成分の限定理由について説明する。
Ｓｉは鋼板表面に酸化皮膜を形成し、めっきの濡れ性を極めて劣化させる元素であるため、本発明では基本的には添加しないが、不可避的に不純物として混入する場合、その上限を０．０４％、好ましくは０．０２％に止める必要がある。
また、Ｐは０．０６０％を超えるとめっきむらが生じやすくなったり、また合金化処理が困難になるので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０６０％、好ましくは０．０３０％に止める必要がある。
また、Ｓは鋼中で析出物として固定されるが、その量が増大すると、伸びや伸びフランジ性の劣化を招くので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３０％、好ましくは０．０１５％に止める必要がある。
さらに、Ｔｉは炭窒化物を形成し、局所変形能を劣化させるのに加え、所定の変態組織確保の面で悪影響を引き起こすほか、溶融亜鉛めっきの合金化を著しく促進する元素であり、多量の添加は合金化過多を招き、鋼板加工時にパウダリングあるいはめっき層と地鉄の界面に硬質で脆いΓ相の形成に起因するフレーキングと呼ばれるめっき層の剥離不具合につながる。このためその添加量を厳格に管理する必要があり、その上限を０．０１％とする。
【００１６】
本発明の母材鋼板の組織は、フェライト＋マルテンサイトが主体の複合組織であり、上記化学成分の鋼板をめっき処理前の均熱保持工程（焼鈍工程）でフェライト＋オーステナイトとし、めっき処理後あるいは更に合金化処理後にこれを５℃／sec 以上の平均冷却速度でＭｓ点以下に冷却することで得られる。前記主体とは、面積率でフェライト５０〜９５％、マルテンサイト５〜５０％であり、かつフェライトおよびマルテンサイト以外の組織が面積率で０〜５％であることを意味する。パーライトやべイナイトなどの異なる組織が混在すると、加工性が劣化するために、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織が面積率で５％以下（０％を含む。）、好ましくは３％以下（０％を含む。）の不可避的なレベルとされる。上記化学成分の下では、面積率でフェライト５０〜９５％、マルテンサイト５〜５０％となり、高強度下で、優れた加工性とめっき性を兼備させることができる。
前記フェライト量を５０％以上、好ましくは７０％超、より好ましくは７５％以上に組織調整することにより、極めて優れた強度−伸びバランス（後述の実施例におけるＴＳ＊Ｅｌ）が達成でき、さらにフェライト量を７５％以上、好ましくは８０％以上とすることで、局所的な変形能が向上し、強度−穴拡げ性バランスも向上する。
【００１７】
本発明の好適な製造方法は、前記化学成分を有する鋼のスラブを熱間圧延した後、７００℃以下で巻き取り、必要に応じて酸洗を行った後、冷間圧延し、連続式溶融亜鉛めっきラインにてＡc1点以上の温度にて均熱後、１℃／sec 以上の平均冷却速度にてめっき浴温度まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を施し、５℃／sec 以上の平均冷却速度にて冷却するものである。
【００１８】
本発明において、熱間圧延は常法に従って行えばよく、望ましくは、鋼片の加熱温度は仕上温度の確保およびオーステナイト粒径の粗大化の防止の観点から１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧延の仕上温度は加工性を阻害する集合組織が形成されないように８００℃〜９５０℃とし、仕上圧延後の冷却速度はパーライトの生成を抑制するため３０〜１２０℃／sec とすればよい。巻取温度を７００℃以下に規定するのは、この温度より高温で巻取ると鋼板表面のスケールが厚くなり、酸洗性が劣化するためである。巻取温度の下限は特には規定しないが、あまり低過ぎると硬くなり、冷間圧延性を低下させるので、下限を２５０℃、好ましくは４００℃とするのがよい。
【００１９】
熱間圧延後は常法に従って酸洗、冷間圧延を行う。冷延率は３０％以上で実施するのが望ましく、３０％未満では所望の製品を得るためには、熱延板が薄く、長くなり、酸洗時の生産性などが低下するようになる。
【００２０】
冷延後は、母材冷延鋼板を連続式溶融亜鉛めっきラインにて、めっき前にＡc1点以上で加熱保持すれば良いが、所期の組織を確実に得ることによって加工性の安定化させるのためには、本発明範囲の成分鋼ではＡc1点より５０℃程度高温の７８０℃以上に加熱するのが良い。上限は特に規定しないが９００℃以下であれば何ら問題はない。保持時間は、高温で処理するため１０sec 以上であれば十分に均熱され、フェライト＋オーステナイト組織が得られる。
【００２１】
加熱保持して均熱した後は、めっき浴温度（通常４４０〜４７０℃）まで１℃／sec 以上の平均速度で冷却し、めっき処理を施す。１℃／sec 未満ではパーライトが生成し、最終組織として残留するようになるため、加工性が劣化する。このため、均熱後の冷却速度の下限を１℃／sec 、好ましくは５℃／sec とする。冷却速度の上限は特に規定しないが、板温の制御性や設備コスト高の抑制のためには５０℃／sec とするのがよい。合金化処理を行う場合は、めっき後、通常のように５００〜７５０℃程度の温度にて加熱する。合金化処理を行わない場合はめっき後、合金化処理を行った場合は合金化処理後、５℃／sec 以上で常温まで冷却することで、オーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライト＋マルテンサイトを主体とする組織を得る。５℃／sec 未満では、パーライトやベイナイトが生成するおそれがあるので、冷却速度の下限を５℃／sec 、好ましくは１０℃／sec とする。
【００２２】
【実施例】
〔実施例１〕
下記の化学成分をベース成分とし、これにＭｎ、Ｃｒを添加して種々のＭｎ量、Ｃｒ量を含有した鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造したスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度８７０〜９００℃で２．６mm厚まで熱間圧延し、４０℃／sec の平均冷却速度で、それぞれ４８０℃で巻取った。酸洗後、冷延率４６％で１．４mm厚まで冷間圧延し、８００℃で２０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として１５℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、２５℃／sec 以上で常温まで冷却し、圧下率０．８％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
・ベース成分（mass％、残部実質的にＦｅ）
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．０１％、Ｐ：０．０１０％、
Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０３０％、Ｍｏ：０．１０％
【００２３】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、母材鋼板の板厚中央部における組織の種類と面積％をＳＥＭ観察（１０００倍、面積％は２０視野の平均値）により調査すると共に、ＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験によって引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）を求めた。また、不めっきの発生を目視によって観察した。調査結果を図１に示す。
図１より、本発明範囲内（図中斜線部分）の成分を有する鋼板は、機械的特性（ＴＳ×Ｅｌ）に優れるだけでなく、不めっきの発生も全くないことがわかる。一方、本発明範囲外の成分を有する鋼板は、機械的特性の劣化および／または不めっきの発生が認められる。なお、本発明成分を満足する鋼板の組織は、全てフェライト＋マルテンサイトの２相組織で、マルテンサイト量は１３〜２４面積％であった。
【００２４】
〔実施例２〕
下記の化学成分をベース成分とし、これにＭｏ、Ｃｒを添加して種々のＭｎ量、Ｃｒ量を含有した鋼を溶製し、実施例１と同様の条件で冷延鋼板を製造し、８１０℃で６０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として３０℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、１５℃／sec 以上で常温まで冷却し、圧下率０．５％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
・ベース成分（mass％、残部実質的にＦｅ）
Ｃ：０．０４％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．６％、
Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２０％
【００２５】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、実施例１と同様にして、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）および不めっきの発生状況を調査した。調査結果を図２に示す。図２より、本発明範囲内（図中斜線部分）の成分を有する鋼板は、機械的特性（ＴＳ×Ｅｌ）に優れるだけでなく、不めっきも全く認められなかったが、本発明範囲外の成分を有する鋼板は、機械的特性の劣化および／または不めっきの発生が認められる。なお、実施例２においても、本発明成分を満足する鋼板の組織は、全てフェライト＋マルテンサイトの２相組織で、マルテンサイト量は８〜１６面積％であった。
【００２６】
〔実施例３〕
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、実施例１と同様の条件で冷延鋼板を製造し、８３０℃で４０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として２５℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、試料No. １及び２については更に５５０℃で合金化処理し、その後３０℃／sec 以上の冷却速度で室温まで冷却し、圧下率１．０％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）を製造した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、実施例１と同様にして、組織の種類とその量、機械的特性、不めっきの発生状況を調査した。さらに、穴拡げ性について、日本鉄鋼連盟自動車用鋼板規格（The Japan Iron and Steel Federation Standard, Method of hole expanding Test ）：ＪＦＳＴ１００１−１９９６に基づいて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ試験は、鋼板に打ち抜き加工した初期穴（穴径ｄ１＝φ１０mm）にバリと反対側から頂角６０度の円錐ポンチを押し込み、板厚を貫通する割れが発生した時点における穴径ｄ２を測定するものであり、穴拡げ率λは下記式によって算出される。これらの調査結果を表２に示す。
λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）／ｄ１×１００
【００２７】
【表１】
【００２８】
【表２】
【００２９】
表２から明らかなように、発明例（試料No. １〜４）では引張強さが４５０ＭＰａ以上と高強度であり、降伏比も低く、また良好な強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％）を示し、加工性に優れる。また、不めっきの発生も皆無である。さらに、フェライト面積率が高いもの（試料No. １，２，４）では、強度−穴拡げ性バランス（ＴＳ＊λ）が２９０００ＭＰａ・％以上であり、局部変形能（局部延性）にも優れる。
【００３０】
これに対して、化学成分範囲が本発明条件とは異なる比較例（試料No. ５〜１１）において、No. ５，７，９，１１ではフェライトおよびマルテンサイト以外の組織（ベイナイトやパーライト）が５％を超えて多量に生成するようになり、強度−延性バランスが発明例に比し著しく劣っている。一方、Ｓｉ量が本発明の制限範囲を超えているNo. ６および３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ量が本発明範囲外である比較例（試料No. ８，１０）では不めっきが発生していることがわかる。
【００３１】
【発明の効果】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板によれば、引張強さが４４０〜７８０Ｎ／mm2 程度の高強度を有し、降伏比が低く、良好な強度−延性バランスを示し、加工性に優れる。また、不めっきも生じず、優れためっき性を兼備したものである。また、本発明の製造方法によれば、上記の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を容易に製造することができ、生産性に優れる。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて製造された自動車用部材は、車体の軽量化に貢献するとともに、使用時は元より、加工時における溶融亜鉛めっき層の剥離等の不具合が生じ難いことから優れた防錆能、耐久性を備える。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１におけるＣｒ量、Ｍｎ量が強度−延性バランスおよびめっき性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】実施例２におけるＣｒ量、Ｍｏ量が強度−延性バランスおよびめっき性に及ぼす影響を示すグラフである。
【発明が属する技術分野】
本発明は引張強度が４４０〜７８０Ｎ／mm2 程度の高強度の溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）であって、優れた加工性とめっき性を備えたものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の骨格部材として衝突時のエネルギーを吸収する役割を担うメンバーなどの構造部材用鋼板は、近年、安全性向上の観点から、また環境問題対策として燃費向上を目的とする車体の軽量化の観点から、急速に高強度鋼板が用いられつつある。一方、強度の上昇は加工性の劣化を招き、部品のプレス加工そのものを困難にするため、強度と加工性を両立させた鋼板が強く望まれている。
【０００３】
このような要求に対して、特開平４−２６７４４号公報、特開平５−３３１５３７号公報、特開平４−１２８３２０号公報、特開平４−１２８３２１号公報、特開平４−１７３９４５号公報、特開平９−２５５３７号公報、特開平９−２６３８８３号公報などに記載されているように、残留オーステナイトの加工誘起変態を活用することにより優れた伸びを有する高強度鋼板やマルテンサイトなどの硬質相を活用した組織強化鋼板を母材鋼板とする溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が、耐食性に優れた自動車用鋼板として広く使用されるに及んでいる。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平４−２６７４４号公報に記載された技術では、溶融亜鉛めっきラインで残留オーステナイトを生成させ、伸びの優れた高強度鋼板が得られているものの、Ｓｉ量が高いため、めっき性が悪く、一部の実施例では表面研削やプレめっきという追加工程が必要とされている。
また、特開平５−３３１５３７号公報に記載された技術では、フェライト＋マルテンサイトの複合組織を有する鋼板の製造方法が開示されているが、この技術においても鋼板の焼入れ性を高めるために積極的に添加されたＳｉ量、Ｍｎ量に伴ってめっき性が低下しており、そのめっき性の低下をプレめっきという追加工程を実施することで回避している。このように、加工性とめっき性を両立させることは非常に困難であり、これまで表面研削やプレめっきという製造工程の追加で対応してきた。
また、特開平４−１２８３２０号公報およぴ特開平４−１２８３２１号公報に記載された技術は、溶融亜鉛めっきラインにて高い冷却速度を実現し、複合組織を得ることによって、伸びの高い高強度鋼板が得られるものの、マルテンサイト変態を生ぜしめるため、焼き入れ性向上の手段としてＳｉ添加によるオーステナイト中へのＣ濃縮を採用している。因みに、実施例では０．１７〜０．２０％のＳｉを添加している。しかし、Ｓｉの過多の添加は同公報にも記載されているとおり合金化処理を施した場合のめっき不良を招くが、それ以前に不めっきと呼ばれる溶融亜鉛めっきの濡れ性に起因する表面不具合が生じる。このため、実施例に記載されたＳｉ量よりも格段に厳しく管理する必要がある。
また、特開平４−１７３９４５号公報に記載された技術は、ベイナイトを主体としたベイナイト・フェライト・マルテンサイトの複合組織を有する鋼板の製造方法であるが、この技術においてもＣのオーステナイト相への排出によるフェライトの延性を向上させるため、Ｓｉ添加が必要であり、その悪影響については、上記したとおりである。更にその組織が比較的軟質な低温変態相であるベイナイト主体であり、曲げ加工性のような局所的な変形能には優れるが、伸び特性に関しては必ずしも有利ではない。
また、特開平９−２５５３７号会報および特開平９−２６３８８３号公報に記載された技術は、フェライトと、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイト、ベイナイトの低温変態生成物とからなる高強度熱延鋼板、冷延鋼板に関するものであるが、耐孔明き腐食性改善のために、一定量以上のＴｉを添加しておく必要がある。しかし、Ｔｉは鋼中において粗大な窒化物を形成し局所変形能を劣化させるだけでなく、炭化物を形成し、低温変態相形成に必要なＣ量そのものを減少させてしまう。さらにはめっきの合金化挙動にも大きく影響し、安定製造を困難にする可能性が高い。
【０００５】
本発明はかかる問題に鑑みなされたもので、表面研削工程やプレめっき工程を追加をすることなく、高強度を有し、優れた加工性とめっき性とを兼備した溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供するものである。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、mass％で、
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．０３〜０．５９５％、
Ｍｏ：０．０３〜１．５０％、
３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ：８．１％以下、
Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏ：３．５％以上、 Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％
かつＳｉ：０．０４％以下、Ｐ：０．０６０％以下、Ｓ：０．０３０％以下、Ｔｉ：０．０１％以下を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトが５０〜９５面積％、マルテンサイトが５〜５０面積％で、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織が０〜５面積％とする複合組織からなる母材鋼板に溶融亜鉛めっき層が形成されたものである。なお、本発明では、前記溶融亜鉛めっき層としては、めっき後に合金化処理を施したものをも含む。
【０００７】
以下、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の母材鋼板の化学成分（単位mass％）の限定理由を説明する。
Ｃ：０．０２〜０．２０％
Ｃは鋼の強度に大きく作用し、低温変態生成物の量や形態を変えることで伸びや伸びフランジ性にも影響する。０．０２％未満では４４０Ｎ／mm2 以上の高強度を得ることが困難であり、一方０．２０％を越えて添加すると溶接性の低下を招く。このため、Ｃ量の下限を０．０２％、好ましくは０．０４％とし、その上限を０．２０％、好ましくは０．１５％とする。
【０００８】
Ｍｎ：１．５０〜２．４０％
Ｍｎはオーステナイトを安定化し、オーステナイト中の固溶Ｃ量を変化させ冷却過程で生成する低温変態生成物の特性に大きく影響する元素であり、本発明ではこの低温変態生成物の生成のために添加される。加工性の非常に優れた高強度鋼板としての特性を得るためには少なくとも１．５０％の添加が必要である。しかし２．４０％を越えると溶製が困難になるばかりでなく、溶接性に悪影響を及ぼすため、これを上限とする。
【０００９】
Ｍｏ：０．０３〜１．５０％、Ｃｒ：０．０３〜０．５９５％
本発明では、焼入れ性向上元素としてＣｒとＭｏを複合添加する。Ｍｎも基本的に焼入れ性向上元素であり、これらの元素はオーステナイト中にＣを濃化させ、安定度を高め、マルテンサイトを生成させやすくするだけでなく、酸化物を鋼板表面に形成することによって、めっき性にも影響する。作用効果は詳細には不明であるが、Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎの複合添加とすることによって、それぞれの元素が互いに補完しあい、効率的に、めっき性、加工性の両立が達成される。Ｃｒ，Ｍｏの添加量は、それぞれ０．０３％未満では、焼入性向上を効果が期待できない。一方、Ｍｏは１．５０％を超えて添加されても効果が飽和するばかりか、コスト面も不利になる。また、Ｃｒは後述のＭｎ、Ｃｒ、Ｍｏの複合添加量の制限からその上限が０．５９５％となる。このため、Ｃｒ量、Ｍｏ量の下限を０．０３％、Ｍｏの上限を１．５０％、Ｃｒの上限を０．５９５％とする。
【００１０】
３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ：８．１％以下、Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏ：３．５％以上（左記式中の元素記号はその元素の添加量を意味する。）
上記Ｃｒ，Ｍｏ，Ｍｎは、後述の実施例から明らかなように、それらの添加量を適正なバランスにすることが必要である。まずマルテンサイト変態を効率的に生ぜしめ、加工性に適正な複合組織とするためには、Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏを３．５％以上、好ましくは５．０％以上とすることが必要である。３．５％未満では、ベイナイトなどの軟質な低温変態生成物が過剰に生じやすくなり、優れた強度−伸びバランスが得られないようになる。一方、めっき性の観点からは、３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏを８．１％以下、好ましくは７．０％以下とすることが必要である。８．１％を超えると、生成する酸化物組成の影響と思われるが、溶融亜鉛めっき時にピンホール状にめっきのつかない部分（不めっき部）が鋼板表面に多発し、著しく外観品質を損なうようになる。
【００１１】
Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％
Ａｌは脱酸のために少なくとも０．０１０％以上添加する。しかし、添加量が過多であると、コスト高になるだけでなく、表面性状を悪化させるので、上限を０．１５０％とする。
【００１２】
本発明の母材鋼板は、上記基本成分を含み、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる場合のほか、基本成分の作用・効果を妨げず、更に鋼板の特性を向上させる元素として下記のＢ、Ｃａの１種以上を前記基本成分に添加して、下記(1) 、(2) の化学成分（残部Ｆｅおよび不可避的不純物）とすることができる。
(1) 基本成分＋Ｂ
(2) 基本成分又は前記(1) の成分＋Ｃａ
【００１３】
Ｂ：０．００５０％以下
Ｂは溶接性を向上させ、また焼入性を高める作用がある。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．０００５％以上添加するのがよい。しかし、過多に添加すると、これらの作用が飽和するだけでなく、延性が劣化し、加工性が低下するようになるので、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００３０％とする。
【００１４】
Ｃａ：０．００５０％以下
Ｃａは介在物の形態を制御して、延性を高め、加工性を向上させる作用がある。かかる作用を効果的に発現させるには、好ましくは０．００１０％以上添加するのがよい。しかし、過多に添加すると、鋼中の介在物量が増加し、延性が劣化し、加工性が低下するようになるので、その上限を０．００５０％、好ましくは０．００４０％とする。
【００１５】
本発明においては、所期の目的を達成するために、不可避的不純物の中でも特に、Ｓｉ、Ｐ、Ｓ、Ｔｉについては下記所定量以下制限することが必要である。以下、これらの不純物成分の限定理由について説明する。
Ｓｉは鋼板表面に酸化皮膜を形成し、めっきの濡れ性を極めて劣化させる元素であるため、本発明では基本的には添加しないが、不可避的に不純物として混入する場合、その上限を０．０４％、好ましくは０．０２％に止める必要がある。
また、Ｐは０．０６０％を超えるとめっきむらが生じやすくなったり、また合金化処理が困難になるので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０６０％、好ましくは０．０３０％に止める必要がある。
また、Ｓは鋼中で析出物として固定されるが、その量が増大すると、伸びや伸びフランジ性の劣化を招くので、不可避的不純物として混入する場合、その上限を０．０３０％、好ましくは０．０１５％に止める必要がある。
さらに、Ｔｉは炭窒化物を形成し、局所変形能を劣化させるのに加え、所定の変態組織確保の面で悪影響を引き起こすほか、溶融亜鉛めっきの合金化を著しく促進する元素であり、多量の添加は合金化過多を招き、鋼板加工時にパウダリングあるいはめっき層と地鉄の界面に硬質で脆いΓ相の形成に起因するフレーキングと呼ばれるめっき層の剥離不具合につながる。このためその添加量を厳格に管理する必要があり、その上限を０．０１％とする。
【００１６】
本発明の母材鋼板の組織は、フェライト＋マルテンサイトが主体の複合組織であり、上記化学成分の鋼板をめっき処理前の均熱保持工程（焼鈍工程）でフェライト＋オーステナイトとし、めっき処理後あるいは更に合金化処理後にこれを５℃／sec 以上の平均冷却速度でＭｓ点以下に冷却することで得られる。前記主体とは、面積率でフェライト５０〜９５％、マルテンサイト５〜５０％であり、かつフェライトおよびマルテンサイト以外の組織が面積率で０〜５％であることを意味する。パーライトやべイナイトなどの異なる組織が混在すると、加工性が劣化するために、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織が面積率で５％以下（０％を含む。）、好ましくは３％以下（０％を含む。）の不可避的なレベルとされる。上記化学成分の下では、面積率でフェライト５０〜９５％、マルテンサイト５〜５０％となり、高強度下で、優れた加工性とめっき性を兼備させることができる。
前記フェライト量を５０％以上、好ましくは７０％超、より好ましくは７５％以上に組織調整することにより、極めて優れた強度−伸びバランス（後述の実施例におけるＴＳ＊Ｅｌ）が達成でき、さらにフェライト量を７５％以上、好ましくは８０％以上とすることで、局所的な変形能が向上し、強度−穴拡げ性バランスも向上する。
【００１７】
本発明の好適な製造方法は、前記化学成分を有する鋼のスラブを熱間圧延した後、７００℃以下で巻き取り、必要に応じて酸洗を行った後、冷間圧延し、連続式溶融亜鉛めっきラインにてＡc1点以上の温度にて均熱後、１℃／sec 以上の平均冷却速度にてめっき浴温度まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を施し、５℃／sec 以上の平均冷却速度にて冷却するものである。
【００１８】
本発明において、熱間圧延は常法に従って行えばよく、望ましくは、鋼片の加熱温度は仕上温度の確保およびオーステナイト粒径の粗大化の防止の観点から１０００℃〜１３００℃とし、熱間圧延の仕上温度は加工性を阻害する集合組織が形成されないように８００℃〜９５０℃とし、仕上圧延後の冷却速度はパーライトの生成を抑制するため３０〜１２０℃／sec とすればよい。巻取温度を７００℃以下に規定するのは、この温度より高温で巻取ると鋼板表面のスケールが厚くなり、酸洗性が劣化するためである。巻取温度の下限は特には規定しないが、あまり低過ぎると硬くなり、冷間圧延性を低下させるので、下限を２５０℃、好ましくは４００℃とするのがよい。
【００１９】
熱間圧延後は常法に従って酸洗、冷間圧延を行う。冷延率は３０％以上で実施するのが望ましく、３０％未満では所望の製品を得るためには、熱延板が薄く、長くなり、酸洗時の生産性などが低下するようになる。
【００２０】
冷延後は、母材冷延鋼板を連続式溶融亜鉛めっきラインにて、めっき前にＡc1点以上で加熱保持すれば良いが、所期の組織を確実に得ることによって加工性の安定化させるのためには、本発明範囲の成分鋼ではＡc1点より５０℃程度高温の７８０℃以上に加熱するのが良い。上限は特に規定しないが９００℃以下であれば何ら問題はない。保持時間は、高温で処理するため１０sec 以上であれば十分に均熱され、フェライト＋オーステナイト組織が得られる。
【００２１】
加熱保持して均熱した後は、めっき浴温度（通常４４０〜４７０℃）まで１℃／sec 以上の平均速度で冷却し、めっき処理を施す。１℃／sec 未満ではパーライトが生成し、最終組織として残留するようになるため、加工性が劣化する。このため、均熱後の冷却速度の下限を１℃／sec 、好ましくは５℃／sec とする。冷却速度の上限は特に規定しないが、板温の制御性や設備コスト高の抑制のためには５０℃／sec とするのがよい。合金化処理を行う場合は、めっき後、通常のように５００〜７５０℃程度の温度にて加熱する。合金化処理を行わない場合はめっき後、合金化処理を行った場合は合金化処理後、５℃／sec 以上で常温まで冷却することで、オーステナイトをマルテンサイトに変態させ、フェライト＋マルテンサイトを主体とする組織を得る。５℃／sec 未満では、パーライトやベイナイトが生成するおそれがあるので、冷却速度の下限を５℃／sec 、好ましくは１０℃／sec とする。
【００２２】
【実施例】
〔実施例１〕
下記の化学成分をベース成分とし、これにＭｎ、Ｃｒを添加して種々のＭｎ量、Ｃｒ量を含有した鋼を溶製し、この溶鋼を鋳造したスラブを１１５０℃に加熱し、仕上温度８７０〜９００℃で２．６mm厚まで熱間圧延し、４０℃／sec の平均冷却速度で、それぞれ４８０℃で巻取った。酸洗後、冷延率４６％で１．４mm厚まで冷間圧延し、８００℃で２０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として１５℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、２５℃／sec 以上で常温まで冷却し、圧下率０．８％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
・ベース成分（mass％、残部実質的にＦｅ）
Ｃ：０．０６％、Ｓｉ：０．０１％、Ｐ：０．０１０％、
Ｓ：０．００１％、Ａｌ：０．０３０％、Ｍｏ：０．１０％
【００２３】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、母材鋼板の板厚中央部における組織の種類と面積％をＳＥＭ観察（１０００倍、面積％は２０視野の平均値）により調査すると共に、ＪＩＳ５号試験片を採取し、引張試験によって引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定し、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）を求めた。また、不めっきの発生を目視によって観察した。調査結果を図１に示す。
図１より、本発明範囲内（図中斜線部分）の成分を有する鋼板は、機械的特性（ＴＳ×Ｅｌ）に優れるだけでなく、不めっきの発生も全くないことがわかる。一方、本発明範囲外の成分を有する鋼板は、機械的特性の劣化および／または不めっきの発生が認められる。なお、本発明成分を満足する鋼板の組織は、全てフェライト＋マルテンサイトの２相組織で、マルテンサイト量は１３〜２４面積％であった。
【００２４】
〔実施例２〕
下記の化学成分をベース成分とし、これにＭｏ、Ｃｒを添加して種々のＭｎ量、Ｃｒ量を含有した鋼を溶製し、実施例１と同様の条件で冷延鋼板を製造し、８１０℃で６０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として３０℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、１５℃／sec 以上で常温まで冷却し、圧下率０．５％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板を製造した。
・ベース成分（mass％、残部実質的にＦｅ）
Ｃ：０．０４％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：１．６％、
Ｐ：０．００５％、Ｓ：０．００３％、Ａｌ：０．０２０％
【００２５】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、実施例１と同様にして、強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）および不めっきの発生状況を調査した。調査結果を図２に示す。図２より、本発明範囲内（図中斜線部分）の成分を有する鋼板は、機械的特性（ＴＳ×Ｅｌ）に優れるだけでなく、不めっきも全く認められなかったが、本発明範囲外の成分を有する鋼板は、機械的特性の劣化および／または不めっきの発生が認められる。なお、実施例２においても、本発明成分を満足する鋼板の組織は、全てフェライト＋マルテンサイトの２相組織で、マルテンサイト量は８〜１６面積％であった。
【００２６】
〔実施例３〕
表１に示す化学成分の鋼を溶製し、実施例１と同様の条件で冷延鋼板を製造し、８３０℃で４０sec 保持する均熱処理を行った後、平均冷却速度として２５℃／sec で冷却し、引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき浴でめっきを施し、試料No. １及び２については更に５５０℃で合金化処理し、その後３０℃／sec 以上の冷却速度で室温まで冷却し、圧下率１．０％で調質圧延して溶融亜鉛めっき鋼板（合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む。）を製造した。得られた溶融亜鉛めっき鋼板を用いて、実施例１と同様にして、組織の種類とその量、機械的特性、不めっきの発生状況を調査した。さらに、穴拡げ性について、日本鉄鋼連盟自動車用鋼板規格（The Japan Iron and Steel Federation Standard, Method of hole expanding Test ）：ＪＦＳＴ１００１−１９９６に基づいて穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ試験は、鋼板に打ち抜き加工した初期穴（穴径ｄ１＝φ１０mm）にバリと反対側から頂角６０度の円錐ポンチを押し込み、板厚を貫通する割れが発生した時点における穴径ｄ２を測定するものであり、穴拡げ率λは下記式によって算出される。これらの調査結果を表２に示す。
λ（％）＝（ｄ２−ｄ１）／ｄ１×１００
【００２７】
【表１】
【表２】
表２から明らかなように、発明例（試料No. １〜４）では引張強さが４５０ＭＰａ以上と高強度であり、降伏比も低く、また良好な強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ≧１７０００ＭＰａ・％）を示し、加工性に優れる。また、不めっきの発生も皆無である。さらに、フェライト面積率が高いもの（試料No. １，２，４）では、強度−穴拡げ性バランス（ＴＳ＊λ）が２９０００ＭＰａ・％以上であり、局部変形能（局部延性）にも優れる。
【００３０】
これに対して、化学成分範囲が本発明条件とは異なる比較例（試料No. ５〜１１）において、No. ５，７，９，１１ではフェライトおよびマルテンサイト以外の組織（ベイナイトやパーライト）が５％を超えて多量に生成するようになり、強度−延性バランスが発明例に比し著しく劣っている。一方、Ｓｉ量が本発明の制限範囲を超えているNo. ６および３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ量が本発明範囲外である比較例（試料No. ８，１０）では不めっきが発生していることがわかる。
【００３１】
【発明の効果】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板によれば、引張強さが４４０〜７８０Ｎ／mm2 程度の高強度を有し、降伏比が低く、良好な強度−延性バランスを示し、加工性に優れる。また、不めっきも生じず、優れためっき性を兼備したものである。また、本発明の製造方法によれば、上記の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を容易に製造することができ、生産性に優れる。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を用いて製造された自動車用部材は、車体の軽量化に貢献するとともに、使用時は元より、加工時における溶融亜鉛めっき層の剥離等の不具合が生じ難いことから優れた防錆能、耐久性を備える。
【図面の簡単な説明】
【図１】実施例１におけるＣｒ量、Ｍｎ量が強度−延性バランスおよびめっき性に及ぼす影響を示すグラフである。
【図２】実施例２におけるＣｒ量、Ｍｏ量が強度−延性バランスおよびめっき性に及ぼす影響を示すグラフである。
Claims (5)
- mass％
Ｃ ：０．０２〜０．２０％、
Ｍｎ：１．５０〜２．４０％、
Ｃｒ：０．０３〜０．５９５％、
Ｍｏ：０．０３〜１．５０％、
３Ｍｎ＋６Ｃｒ＋Ｍｏ：８．１％以下、
Ｍｎ＋６Ｃｒ＋１０Ｍｏ：３．５％以上、
Ａｌ：０．０１０〜０．１５０％
かつ
Ｓｉ：０．０４％以下、
Ｐ ：０．０６０％以下、
Ｓ ：０．０３０％以下、
Ｔｉ：０．０１％以下
を含み、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、フェライトが５０〜９５面積％、マルテンサイトが５〜５０面積％で、フェライトおよびマルテンサイト以外の組織が０〜５面積％とする複合組織からなる母材鋼板に溶融亜鉛めっき層が形成された、優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。 - さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｂ：０．００５０％以下を含む請求項１に記載した高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- さらに、Ｆｅの一部に代えて、Ｃａ：０．００５０％以下を含む請求項１又は２に記載した高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
- 請求項１から３のいずれか１項に記載された化学成分を有する鋼のスラブを熱間圧延した後、７００℃以下で巻き取り、必要に応じて酸洗を行った後、冷間圧延し、連続式溶融亜鉛めっきラインにてＡc1点以上の温度にて均熱後、１℃／sec 以上の平均冷却速度にてめっき浴温度まで冷却して溶融亜鉛めっきを施し、あるいはさらに合金化処理を施し、５℃／sec 以上の平均冷却速度にて冷却する優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 請求項１から３のいずれか１項に記載された高強度溶融亜鉛めっき鋼板を用いて製造された自動車用部材。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000153224A JP3790092B2 (ja) | 1999-05-28 | 2000-05-24 | 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14897999 | 1999-05-28 | ||
| JP11-148979 | 1999-05-28 | ||
| JP2000153224A JP3790092B2 (ja) | 1999-05-28 | 2000-05-24 | 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2001049391A JP2001049391A (ja) | 2001-02-20 |
| JP3790092B2 true JP3790092B2 (ja) | 2006-06-28 |
Family
ID=26479002
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2000153224A Expired - Lifetime JP3790092B2 (ja) | 1999-05-28 | 2000-05-24 | 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3790092B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| US6811624B2 (en) * | 2002-11-26 | 2004-11-02 | United States Steel Corporation | Method for production of dual phase sheet steel |
| JP3889767B2 (ja) * | 2005-03-31 | 2007-03-07 | 株式会社神戸製鋼所 | 溶融亜鉛めっき用高強度鋼板 |
| JP5157146B2 (ja) * | 2006-01-11 | 2013-03-06 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板 |
-
2000
- 2000-05-24 JP JP2000153224A patent/JP3790092B2/ja not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2001049391A (ja) | 2001-02-20 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| TWI406966B (zh) | 加工性優異之高強度熔融鍍鋅鋼板及其製造方法 | |
| JP5709151B2 (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| CA2559587C (en) | Hot dip galvanized composite high strength steel sheet excellent in shapeability and hole enlargement ability and method of production of same | |
| JP6304455B2 (ja) | 薄鋼板およびめっき鋼板、並びに、熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法、熱処理板の製造方法、薄鋼板の製造方法およびめっき鋼板の製造方法 | |
| US6312536B1 (en) | Hot-dip galvanized steel sheet and production thereof | |
| JP6458834B2 (ja) | 熱延鋼板の製造方法、冷延フルハード鋼板の製造方法及び熱処理板の製造方法 | |
| US20100043925A1 (en) | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same | |
| JP5504737B2 (ja) | 鋼帯内における材質のバラツキが小さい成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼帯およびその製造方法 | |
| WO2014020640A1 (ja) | 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法 | |
| JP2003221623A (ja) | 高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| US20120138194A1 (en) | High strength, hot dip coated, dual phase, steel sheet and method of manufacturing same | |
| JP3374644B2 (ja) | 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| WO2011125738A1 (ja) | 加工性に優れた高降伏比高強度の溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP5256690B2 (ja) | 加工性および耐衝撃特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 | |
| JP4855442B2 (ja) | 低降伏比型合金化溶融亜鉛メッキ高強度鋼板の製造方法 | |
| JP5256689B2 (ja) | 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 | |
| JP3539546B2 (ja) | 加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP2003129172A (ja) | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 | |
| JP5141232B2 (ja) | 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP3587115B2 (ja) | 成形性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP2012082499A (ja) | 溶融めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP6947327B2 (ja) | 高強度鋼板、高強度部材及びそれらの製造方法 | |
| JP3790092B2 (ja) | 優れた加工性とめっき性を備えた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、その製造方法およびその鋼板を用いて製造された自動車用部材 | |
| JP4140962B2 (ja) | 低降伏比型高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JP3464611B2 (ja) | 成形性と耐食性に優れた高強度溶融亜鉛メッキ熱延鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20040401 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20050606 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20050614 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050809 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20050824 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20051213 |
|
| A521 | Written amendment |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20060207 |
|
| 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: 20060328 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20060330 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Ref document number: 3790092 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100407 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100407 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110407 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120407 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130407 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130407 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140407 Year of fee payment: 8 |
|
| EXPY | Cancellation because of completion of term |