JP6296215B1 - 薄鋼板およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
Description
本発明の薄鋼板の成分組成は、質量%で、C:0.05%以上0.20%以下、Si:0.60%以上1.65%以下、Mn:1.8%以上3.5%以下、P:0.05%以下、S:0.005%以下、Al:0.08%以下、N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる。
Cは、焼き戻しマルテンサイトの硬度に関係し、鋼板の強度を上昇させるために有効な元素である。引張強さ:900MPa以上を得るには、少なくともC含有量を0.05%以上にする必要がある。一方、C含有量が0.20%を上回ると、スポット溶接での溶融金属部の硬度が過度に上昇し、熱影響部(HAZ部)との硬度差が生じることによってスポット溶接性を低下させる。そのため、C含有量の範囲を0.05%以上0.20%以下とした。下限について好ましいC含有量は0.07%以上である。より好ましくは0.08%以上、さらに好ましくは0.09%以上である。上限について好ましいC含有量は0.17%以下である。より好ましくは0.15%以下、さらに好ましくは0.13%以下である。
Siは、界面上に偏析させることで粒界の濡れ性を低下させ、スポット溶接での亜鉛の粒界浸食を抑えることで割れ発生を抑える効果がある元素である。この効果を得るには、少なくともSiを0.60%含有する必要がある。一方、Si含有量が1.65%を上回ると、化成処理性やめっき性への悪影響が顕在化し、自動車用部材として適用が困難となる。以上から、Si含有量範囲を0.60%以上1.65%以下とした。下限について好ましいSi含有量は0.70%以上である。より好ましくは0.90%以上、さらに好ましくは1.10%以上である。上限について好ましいSi含有量は1.60%以下である。より好ましくは1.50%以下、さらに好ましくは1.40%以下である。
MnもSiと同様、界面上に偏析させることで、スポット溶接での粒界浸漬を抑制する効果のある元素である。この効果を得るには、Mn含有量は1.8%以上とする必要がある。一方、Mn含有量が3.5%を上回ると、化成処理性やめっき性が悪化する。そのため、Mn含有量は1.8%以上3.5%以下とした。下限について好ましいMn含有量は1.9%以上である。より好ましくは2.1%以上、さらに好ましくは2.3%以上である。上限について好ましいMn含有量は3.2%以下である。より好ましくは3.0%以下、さらに好ましくは2.8%以下である。
Pは、低温脆性を発生させる元素であるため、溶接時の冷却時に割れを発生させる元素である。したがって、溶接性の観点から、P含有量は極力低減することが好ましく、本発明では、P含有量は0.05%まで許容できる。好ましくは0.03%以下である。P含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、0.002%は不可避的に混入する場合がある。
Sは、鋼中で粗大な硫化物を形成し、これが熱間圧延時に伸展し楔状の介在物となることで、溶接性に悪影響をもたらす。そのため、S含有量は極力低減することが好ましい。本発明では、0.005%まで許容できるため、S含有上限量を0.005%とした。好ましくは、0.003%以下である。S含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、0.0002%は不可避的に混入する場合がある。
Alを製鋼の段階で脱酸剤として添加する場合、Al含有量を0.02%以上含有することが好ましい。より好ましくは0.03%以上である。一方、Alは溶接性を悪化させる粗大な酸化物を形成する。そのため、Al含有量上限0.08%とした。好ましくは0.07%以下である。より好ましくは0.06%以下である。
Nは、常温時効性を悪化させ予期せぬ割れを発生させたり、スポット溶接時の微小なボイド生成の原因となり溶接性を悪化させたりする有害な元素である。そのため、N含有量は出来る限り低減することが望ましいが、本発明では0.0060%まで許容できる。好ましくは0.0050%以下である。より好ましくは0.0040%以下である。N含有量は極力低減する方が望ましく無添加でもよいが、製造上、0.0005%は不可避的に混入する場合がある。
V、TiおよびNbはCと結合し微細な炭化物を形成することで鋼板の高強度化に寄与する元素である。一方、過度に含有させると粗大な炭化物として析出するため、溶接性を悪化させる。以上の観点から、V:0.001%以上1%以下、Ti:0.001%以上0.3%以下、Nb:0.001%以上0.3%以下とした。下限について好ましいV含有量は0.005%以上である。より好ましくは0.010%以上、さらに好ましくは0.050%以上である。上限について好ましいV含有量は0.6%以下である。より好ましくは0.5%以下、さらに好ましくは0.4%以下である。下限について好ましいTi含有量は0.005%以上である。より好ましくは0.010%以上、さらに好ましくは0.020%以上である。上限について好ましいTi含有量は0.2%以下である。より好ましくは0.1%以下である。下限について好ましいNb含有量は0.005%以上である。より好ましくは0.010%以上、さらに好ましくは0.030%以上である。上限について好ましいNb含有量は0.15%以下である。より好ましくは0.10%以下、さらに好ましくは0.08%以下である。
Cr、MoおよびNiは鋼板の高強度化に寄与し、界面上に偏析することで、スポット溶接性を改善させる効果のある元素である。一方、これら元素を過度に添加すると、変態点が大きく変化することで所望の鋼組織が得られなくなり、化成処理性やめっき性が悪化する。BおよびSbは、界面に偏析することで割れ発生に要する表面エネルギーが上昇し、スポット溶接での割れ発生抑制に効果がある元素である。過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、Cr:0.001%以上1.0%以下、Mo:0.001%以上1.0%以下、Ni:0.001%以上1.0%以下、B:0.0001%以上0.0050%以下、Sb:0.001%以上0.050%以下とした。下限について好ましいCr含有量が0.010%以上である。より好ましくは0.050%以上、さらに好ましくは0.100%以上である。上限について好ましいCr含有量が0.8%以下である。より好ましくは0.7%以下、さらに好ましくは0.6%以下である。下限について好ましいMo含有量は0.010%以上である。より好ましくは0.050%以上、さらに好ましくは0.100%以上である。上限について好ましいMo含有量は0.6%以下である。より好ましくは0.5%以下、さらに好ましくは0.4%以下である。下限について好ましいNi含有量は0.010%以上である。より好ましくは0.020%以上、さらに好ましくは0.030%以上である。上限について好ましいNi含有量は0.5%以下である。より好ましくは0.4%以下、さらに好ましくは0.3%以下である。下限について好ましいB含有量は0.0003%以上である。より好ましくは0.0006%以上、さらに好ましくは0.0010%以上である。上限について好ましいB含有量は0.0030%以下である。より好ましくは0.0020%以下、さらに好ましくは0.0015%以下である。下限について好ましいSb含有量は0.005%以上である。より好ましくは0.008%以上、さらに好ましくは0.010%以上である。上限について好ましいSb含有量は0.040%以下である。より好ましくは0.030%以下である。
REM、Sn、MgおよびCaは、介在物を球状化させることでスポット溶接性を向上させる元素である。一方、過度に添加しても効果は飽和するため、添加元素の浪費につながる。以上の観点から、REM、Sn、Mg、Caのいずれか1種または2種以上を合計で0.0001%以上0.1%以下とした。下限について、好ましくは、REM、Sn、Mg、Caのいずれか1種または2種以上を合計で0.0005%以上である。上限について、好ましくは、REM、Sn、Mg、Caのいずれか1種または2種以上を合計で、0.02%以下である。
続いて、本発明の薄鋼板の鋼組織について説明する。本発明の薄鋼板の鋼組織は、フェライトを面積率で25%以上65%以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で35%以上75%以下、残部組織として上記フェライトおよび上記マルテンサイト以外を面積率合計で20%以下(0%を含む)含み、上記フェライトおよび上記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ5μm以下であり、上記フェライトと上記マルテンサイトとの界面上のSiおよびMnの合計が原子濃度で5原子%以上である。なお、原子濃度の単位である「原子%」は単に「%」と表記する場合がある。
自動車部材として使用するには延性が必要とされ、所望の伸びを得るにはフェライトの面積率は25%以上とする必要がある。一方、フェライトは軟質組織であるため、65%を上回ると引張強さ900MPa以上が得られない。そのため、フェライト面積率は25%以上65%以下とした。下限について好ましい面積率は35%以上である。より好ましくは40%以上である。上限について好ましい面積率は60%以下である。より好ましくは58%以下である。
マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトは、実質的に本発明鋼の強度を上昇させる組織である。引張強さ900MPa以上得るには、このマルテンサイトの面積率は35%以上とする必要がある。一方、このマルテンサイトの面積率が75%を上回ると所望の伸びが得られない。以上から、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの面積率が35%以上75%以下とした。下限について好ましい上記面積率は37%以上である。より好ましくは40%以上である。上限について好ましい上記面積率は70%以下である。より好ましくは60%以下である。なお、鉄系炭化物とはセメンタイト、η炭化物、χ炭化物、ε炭化物等を意味する。
フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイト以外の組織としては、ベイナイト、粒内に炭化物が析出していないマルテンサイト、残留オーステナイト、パーライトが挙げられる。これら組織は強度を低下させたり、溶接性を悪化させたりするため、極力低減することが望ましい。特にベイナイト変態が生じるような低温でフェライトとマルテンサイト界面が移動するとSi、Mnの偏析量が減じるため、ベイナイトは極力抑制することが好ましい。本発明では、フェライトおよびマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイト以外の組織の合計面積率は20%まで許容できる。好ましくは15%未満であり、より好ましくは8%以下である。上記のその他の組織は、0%でもよく、1%以上や2%以上含まれる場合も少なくない。
溶接時の割れは、硬度差の大きい、フェライトと鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面で発生する。そのため、割れ発生時の表面エネルギーを増大させることで割れを抑制させるには、フェライトおよび鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの粒径を小さくする必要がある。そのため、フェライトおよび鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの平均粒径をそれぞれ5μm以下とする必要がある。好ましくは、4μm以下である。本発明では、通常、1μm以上の平均粒径が得られる場合が多い。
スポット溶接時の亜鉛粒界浸食による割れは、粒界浸食を妨げれば改善される。このためには、粒界の濡れ性を低下させることが有効である。この効果を得るには、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上におけるSiおよびMnの原子濃度の合計を5%以上とする必要がある。好ましくは、7%以上である。上限は特に限定されないが、実質25%が上限である。また、20%以下や15%以下であることが多い。
選択元素(任意元素)としてCr、Mo、Ni、BもしくはSbの1種もしくは2種以上を含有させた場合、スポット溶接性を更に改善させるためには、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上におけるCr、Mo、Ni、BおよびSbの原子濃度を合計で5%以上とする必要がある。Cr、Niは粒界の濡れ性を低下させ、亜鉛の粒界浸食を妨げるために有効な元素である。Mo、BおよびSbは割れ発生時の表面エネルギーを増大させ、割れ発生を抑制する効果がある。好ましくはCr、Mo、Ni、BおよびSbの原子濃度を合計で7%以上である。なお、上記原子濃度の上限は特に限定されないが、実質35%が上限である。また、25%以下や20%以下であることが多い。
続いて、めっき層について説明する。本発明の薄鋼板がめっき層を有する薄鋼板の場合、めっき層の種類は特に限定されず、溶融めっき層、電気めっき層等を例示できる。また、めっき層の組成も特に限定されず、一般的な組成であればよい。例えば、めっき層は、質量%で、Fe:20.0%以下、Al:0.001%以上3.5%以下を含有し、さらに、Pb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、Bi、REMから選択する1種または2種以上を合計で0〜3.5%含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる。また、めっき層は、合金化されためっき層であってもよい。なお、合金化されためっき層の場合、めっき層におけるFe含有量は通常5.0%以上20%以下である。
次に、本発明の薄鋼板の製造方法について説明する。めっき層を有さない薄鋼板の製造方法と、めっき層を有する薄鋼板の製造方法とは、鋼板をめっき浴に浸漬する点で製造条件が若干異なる。以下、めっき層を有さない薄鋼板の製造方法、めっき層を有する薄鋼板の製造方法の順で説明する。
本発明においては、粗圧延に先立ち鋼素材を加熱して、鋼素材の鋼組織を実質的に均質なオーステナイト相とする必要がある。また、粗大な介在物の生成を抑制するためには加熱温度の制御が重要となる。加熱温度が1150℃を下回ると所望の仕上げ圧延終了温度を得ることができない。一方、加熱温度が1350℃を上回ると、スケールロスが増大し、加熱炉の炉体への損傷が大きくなる。そのため、鋼素材の加熱温度は1150℃以上1350℃以下とした。下限について好ましい加熱温度は1180℃以上である。上限について好ましい加熱温度は1320℃以下である。なお、上記加熱後の粗圧延の粗圧延条件については特に限定されない。
仕上げ圧延終了温度が820℃を下回ると、圧延中にオーステナイトからフェライトへの変態が開始してしまい、鋼板の局所的な強度が変動するため、次工程の冷間圧延の板厚精度が悪化する。そのため、仕上げ圧延終了温度は820℃以上とした。好ましくは840℃以上である。なお、仕上げ圧延終了温度の上限は特に限定されないが、生産設備の制約から実質1020℃が上限である。
巻取温度が350℃を下回ると熱延板の形状が悪化し、冷間圧延後の板厚精度が悪化する。巻取温度が680℃を上回ると、熱延板表面に酸洗で除去しきれない酸化皮膜が生成し、冷延後の表面外観を損ねる。以上から、巻取温度の範囲を350℃以上680℃以下とした。下限について好ましい巻取温度は380℃以上である。上限について好ましい巻取温度は650℃以下である。
本工程および次工程は、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトとの界面上の元素濃度(原子濃度)を制御するのに必要な工程である。界面上は拡散速度が大きいうえ、フェライトとオーステナイトの溶解度にしたがい分配するため、二相域焼鈍から製造した場合所望の元素濃度分布が得られない。そのため焼鈍過程においてはフェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させ、元素濃度を均一としたうえで、次工程でオーステナイトからフェライトへ変態させる際に界面移動にともなう元素分配を利用して元素濃度分布を制御する。そのため、フェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させるには、840℃以上で20秒以上滞留させる必要がある。一方、滞留時間が180秒を上回るとフェライトやマルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトの粒径が粗大化するため、溶接性が悪化する。下限について好ましくは、840℃以上で30秒以上である。上限について好ましくは160秒以下である。より好ましくは100秒以下、さらに好ましくは50秒以下である。また、加熱温度の上限は、通常、900℃以下である。
本工程でオーステナイトからフェライトへ変態させ、界面移動にともない所望の元素濃度分布を得たうえで、所望の鋼組織の面積率を得る。以上の観点から、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留させる必要がある。好ましくは、780℃以上810℃以下で20秒以上である。また、滞留時間の上限は特に限定されないが、生産設備の制約上実質60秒以下である。好ましくは50秒以下である。なお、上記840℃以上の加熱滞留後に、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留を行うためには、上記840℃以上の加熱滞留後に冷却を行うが、冷却条件は特に限定されない。また、この冷却は自然冷却等の特に条件調整を行わない冷却でもよい。
低温でオーステナイトとフェライトとの界面が移動した場合、置換型元素の拡散が困難となるため、所望の元素濃度分布が得られなくなる。そのため、冷却速度は速いことが求められる。オーステナイトとフェライトとの界面の移動度が大きいのは450℃を上回る温度域である。そのため、冷却開始温度から450℃までの平均冷却速度が35℃/s以上とした。好ましくは35℃/s以上である。上限については、通常、100℃/s以下である。冷却開始温度は770℃以上とすることが好ましい。なお、本冷却開始前の「770℃以上820℃以下で10秒以上滞留」の滞留温度と、冷却開始温度は一致してもよいし、冷却開始温度の方が低くてもよい。冷却開始温度の方が低い場合、滞留温度から冷却開始温度までの冷却の条件は特に限定されない。また、冷却停止温度は450℃以下であればよい。なお、上記冷却停止温度は、上記平均冷却速度での冷却の冷却停止温度であり、この冷却後に放冷等の冷却が適宜行われるため、350℃以上450℃以下の温度域での滞留時間や150℃以上250℃以下の温度域での滞留時間が存在する。
本条件でオーステナイトの変態を防ぎつつ、マルテンサイト変態した金属組織を自己焼き戻しにより鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを得る。一方、250℃を上回る場合、又は150℃を下回ると効果的に鉄系炭化物を析出させることができない。さらに150℃以上250℃以下の滞留時間が20秒を下回っても、鉄系炭化物が析出したマルテンサイトが得られない。以上から、150℃以上250℃以下で20秒以上とした。好ましくは、150℃以上250℃以下で30秒以上である。上限は特に設けないが、設備制約上、実質90秒が上限である。ただし、60秒以下であることが多い。
本工程および次工程は、フェライトとマルテンサイト粒内に鉄系のセメンタイトが析出したマルテンサイトとの界面上の元素濃度(原子濃度)を制御するのに必要な工程である。界面上は拡散速度が大きいうえ、フェライトとオーステナイトの溶解度にしたがい分配するため、二相域焼鈍から製造した場合所望の元素濃度分布が得られない。そのため焼鈍過程においてはフェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させ、元素濃度を均一としたうえで、次工程でオーステナイトからフェライトへ変態させる際に界面移動にともなう元素分配を利用して元素濃度分布を制御する。そのため、フェライトからオーステナイトへの変態をほぼ完了させるには、840℃以上で20秒以上滞留させる必要がある。一方、滞留時間が180秒を上回るとフェライトやマルテンサイト粒内に鉄系のセメンタイトが析出したマルテンサイトの粒径が粗大化するため、溶接性が悪化する。下限について好ましくは、840℃以上で30秒以上である。上限について好ましくは160秒以下である。より好ましくは100秒以下、さらに好ましくは50秒以下である。また、加熱温度の上限は、通常、900℃以下である。
本工程でオーステナイトからフェライトへ変態させ、界面移動にともない所望の元素濃度分布を得たうえで、所望の鋼組織の面積率を得る。以上の観点から、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留させる必要がある。好ましくは、770℃以上820℃以下で20秒以上である。また、滞留時間の上限は特に限定されないが、生産設備の制約上実質60秒以下である。好ましくは50秒以下である。なお、上記840℃以上の加熱帯粒後に、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留を行うためには、上記840℃以上の加熱帯粒後に冷却を行うが、冷却条件は特に限定されない。また、この冷却は自然冷却等の特に条件調整を行わない冷却でもよい。
低温でオーステナイトとフェライトとの界面が移動した場合、置換型元素の拡散が困難となるため、所望の元素濃度分布が得られなくなる。そのため、冷却速度は速いことが求められる。オーステナイトとフェライトとの界面の移動度が大きいのは450℃を上回る温度域である。そのため、冷却開始温度から450℃までの平均冷却速度が35℃/s以上とした。好ましくは35℃/s以上である。上限については、通常、100℃/s以下である。冷却開始温度は760℃以上とすることが好ましい。なお、本冷却開始前の「770℃以上820℃以下で10秒以上滞留」の滞留温度と、冷却開始温度は一致してもよいし、冷却開始温度の方が低くてもよい。冷却開始温度の方が低い場合、滞留温度から冷却開始温度までの冷却の条件は特に限定されない。また、冷却停止温度は450℃以下であればよい。
本条件でオーステナイトの変態を防ぎつつ、マルテンサイト変態した金属組織を自己焼き戻しにより鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを得る。一方、250℃を上回る場合、又は150℃を下回ると効果的に鉄系炭化物を析出させることができない。さらに150℃以上250℃以下の滞留時間が20秒を下回っても、鉄系炭化物が析出したマルテンサイトが得られない。以上から、150℃以上250℃以下で20秒以上とした。好ましくは、150℃以上250℃以下で30秒以上である。上限は特に設けないが、設備制約上、実質90秒が上限である。ただし、60秒以下であることが多い。
各相の面積率は以下の手法により評価した。鋼板から、圧延方向に平行な断面が観察面となるよう切り出し、板厚中心部を1%ナイタールで腐食現出し、走査電子顕微鏡で2000倍に拡大して板厚1/4t部(tは板厚)を10視野分撮影した。フェライト相は粒内に腐食痕や鉄系炭化物が観察されない形態を有する組織であり、マルテンサイト粒内に鉄系の鉄系炭化物が析出したマルテンサイトは粒内に配向性を有する多数の微細な鉄系炭化物および腐食痕が認められる組織である。フェライト相、上記マルテンサイトとこれら以外の組織の面積率を求め、結果を表3に示した。
得られた鋼板から圧延方向に対して垂直方向にJIS5号引張試験片を作製し、JIS
Z 2241(2011)の規定に準拠した引張試験を5回行い、平均の降伏強度(YS)、引張強さ(TS)、全伸び(El)を求めた。引張試験のクロスヘッドスピードは10mm/minとした。表3において、引張強さ:900MPa以上、全伸び:13%以上を本発明鋼で求める鋼板の機械的性質とした。
溶接性の評価には、日本鉄鋼連盟規格JFS A 3011:2014に準拠した板厚1.0mmのJAC270Cのめっき鋼板を本発明鋼もしくは比較鋼2枚で挟み、スポット溶接を施した。溶接条件は、先端径7mmφのドームラジアス型のクロム銅電極を用い、溶接時間25サイクル(60Hz)、加圧力300kgf、ナゲット径6mmとした。鋼板の法線方向と電極との角度を10°および15°に変化させて溶接した後、溶接部の断面組織を観察し割れの有無を観察した。10μm以上の割れが生じていた場合は、不合格として「×」、そうでなければ合格として「○」とし、結果を表3に示した。
Claims (9)
- 質量%で、
C:0.05%以上0.20%以下、
Si:0.60%以上1.65%以下、
Mn:1.8%以上3.5%以下、
P:0.05%以下、
S:0.005%以下、
Al:0.08%以下、
N:0.0060%以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
フェライトを面積率で25%以上65%以下、マルテンサイト粒内に鉄系炭化物が析出したマルテンサイトを面積率で35%以上75%以下、残部組織として前記フェライトおよび前記マルテンサイト以外を面積率合計で20%以下(0%を含む)含み、
前記フェライトおよび前記マルテンサイトの平均粒径がそれぞれ5μm以下であり、
前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のSiおよびMnの合計が原子濃度で5%以上である鋼組織と、を有し、
引張強さが900MPa以上である薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
V:0.001%以上1%以下、
Ti:0.001%以上0.3%以下、
Nb:0.001%以上0.3%以下の1種または2種以上を含有する請求項1に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、
Cr:0.001%以上1.0%以下、
Mo:0.001%以上1.0%以下、
Ni:0.001%以上1.0%以下、
B:0.0001%以上0.0050%以下、
Sb:0.001%以上0.050%以下の1種または2種以上を含有し、
前記フェライトと前記マルテンサイトとの界面上のCr、Mo、Ni、BおよびSbの原子濃度が合計で5%以上である請求項1または2に記載の薄鋼板。 - 前記成分組成は、さらに、質量%で、REM、Sn、Mg、Caのいずれか1種または2種以上を合計で0.0001%以上0.1%以下含有する請求項1〜3のいずれかに記載の薄鋼板。
- 表面にめっき層を具える請求項1〜4のいずれかに記載の薄鋼板。
- 前記めっき層の組成が質量%でFe:20.0%以下、Al:0.001%以上3.5%以下とPb、Sb、Si、Sn、Mg、Mn、Ni、Cr、Co、Ca、Cu、Li、Ti、Be、BiおよびREMから選択する1種または2種以上を合計0%〜3.5%とを含有し、残部がZn及び不可避的不純物からなる請求項5に記載の薄鋼板。
- 前記めっき層は、合金化溶融めっき層である請求項5または6に記載の薄鋼板。
- 請求項1〜4のいずれかに記載の薄鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、1150℃以上1350℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を820℃以上とし、350℃以上680℃以下で巻き取り、
冷間圧延を施し、
冷間圧延後加熱し840℃以上で20秒以上180秒以下滞留させた後、冷却し、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留させ、冷却開始温度から450℃までの平均冷却速度が35℃/s以上、150℃以上250℃以下の滞留時間が20秒以上の条件で冷却する薄鋼板の製造方法。 - 請求項5〜7のいずれかに薄鋼板の製造方法であって、
鋼素材を、1150℃以上1350℃以下で加熱し、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施すにあたり、仕上げ圧延終了温度を820℃以上とし、350℃以上680℃以下で巻き取り、
冷間圧延を施し、
冷間圧延後加熱し840℃以上で20秒以上180秒以下滞留させた後、冷却し、770℃以上820℃以下で10秒以上滞留させ、冷却開始温度から450℃までの平均冷却速度が35℃/s以上で冷却し、その後、めっき浴に浸漬させることによりめっき処理を行うか又は該めっき処理を行いさらに合金化処理を行い、めっき処理又は合金化処理後150℃以上250℃以下の滞留時間が20秒以上で冷却する薄鋼板の製造方法。
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