WO1995021947A1 - Tole d'acier revetue de zinc allie fondu sous haute tension, a excellentes caracteristiques de zingage, et son procede de fabrication - Google Patents

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Kazuhiro Seto
Kei Sakata
Toshiyuki Kato
Shigeru Umino
Chiaki Kato
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    • Y10T428/12951—Fe-base component

Definitions

  • the present invention proposes a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet and a method for manufacturing the same, which are mainly used for automobile bodies and are suitable for applications such as bending, press forming, and drawing.
  • Back view technique
  • the present invention is intended to advantageously solve the above-mentioned problems, and is a high-strength alloyed hot-dip galvanized product having excellent workability such as press molding suitable for automobiles and excellent clinging characteristics.
  • the purpose is to propose a steel sheet with steel sheet and a method for manufacturing the same.
  • S i as a reinforcing component, identified the interrelationship between S i and M n, and have a tensile strength of 400, which has both good plating characteristics and press formability. It was found that a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet of MPa or more can be obtained.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • Mn 0.1 mass% or more, 2.5 mass3 ⁇ 4i or less
  • T i 0.003 mass% or more, 0.10 mass or less
  • Nb 0.003 mass or more, 0.10 mass% or less
  • S i and Mn are contained under the relation of the following formula (1), and the balance is alloyed and melted with a Fe content of 9 to 12% on the surface of the steel sheet having the composition of Fe and unavoidable impurities.
  • High-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet with a zinc-plated layer and excellent plating characteristics (first revealed).
  • the C content is 0.0005 mass3 ⁇ 4; or more and 0.004 mass% or less.
  • a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an S i content of 0.2 mass% or more and 2.5 mass% or less and having excellent clinging characteristics (third invention).
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an Mn content of 0.2 mass3 ⁇ 4 or more and 2.5 mass3 ⁇ 4i or less and having excellent fitting characteristics (fourth invention).
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a B content of 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less and having excellent fitting characteristics (5th invention).
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having a P content of 0.04 mass% or more and 0.15 mass3 ⁇ 4; or less and having excellent clinging characteristics (sixth invention).
  • a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an A1 content of 0.005 mass% or more and 0.06 mass! 3 ⁇ 4 or less and having excellent binding characteristics (8th invention).
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having an N content of 0.0040 mass% or less and excellent fitting characteristics (9th invention).
  • Mn 0.1 mass% or more, 2.5 mass% or less
  • T i 0.003 mass% or more, 0.10 mass% or less
  • Nb 0.003 mass3 ⁇ 4 or more, 0.10 mass% or less
  • B 0.0005mass% or more, 0.0080mass% or less
  • Al 0.005 mass% or more, 0.10 mass or less
  • Si and Mn are contained under the relation of the following formula (1), and the balance is made of steel slab having the composition of Fe and unavoidable impurities, and hot-rolled at 750 ° C or higher. Finish rolling is completed in a temperature range of 100 ° C or less, and cold rolling is performed in a range of 60% or more and 95% or less after pickling to obtain a cold-rolled plate, and the cold-rolled plate is continuously melted.
  • a method for manufacturing a high-tensile alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent binding characteristics which is characterized by being alloyed by heating for 14 seconds or more and 28 seconds or less in a temperature range of 450-550 ° C.
  • the sheet bar having the above composition is hot-rolled at a finishing rolling temperature in the range of 820 to 910 ° C, and then cold-rolled in the range of 75 to 85% reduction after pickling.
  • the hot-dip galvanized line was annealed in the temperature range of 780 to 890 ° C, then rapidly cooled to the temperature range of 450 to 500 ° C, and the hot-dip galvanized bath containing 0.13 mass% of A1. It is manufactured by immersing it in a steel sheet and then subjecting it to an alloying treatment in the temperature range of 450 to 550 (Fe content in the plating layer is about 10%).
  • the plating characteristics are judged by visual appearance (non-plating) and powder resistance by 90 ° bending test. It was evaluated by judging the ring property.
  • Table 1 summarizes the results of investigating the relationship between the Si and Mn contents and the clinging characteristics of these steel sheets.
  • the content of C needs to be 0.0050 mass% or less, preferably 0.00 40 mass% or less. , More preferably, it is an ultra-low carbon steel of 0.0030 mass% or less.
  • the C content is limited to 0.0005mass% or more and 0.0050mass% or less, but preferably 0.000005mass% or more and 0.00411335% or less, more preferably 0.000005mass% or more and 0.0030mass%. It is as follows.
  • the S i has the effect of reducing the deterioration of workability and strengthening the steel, and the content must be 0.1 mass% or more. However, if it exceeds 2.5 mass%, the secondary processing brittleness will deteriorate. Therefore, the S i content is limited to 0.1 mass% or more and 2.5 mass% or less. However, from the purpose of the present invention of strengthening steel while maintaining workability by utilizing S i, the S i content when the tensile strength is 400 MPa class or more is preferably 0.2 mass% or more. , 2.5 mass% or less, more preferably 0.3 mass% or more, 2.5 mass% or less.
  • Mn 0.1 mass% or more, 2.5 mass% or less
  • Mn content is limited to 0.1 mass% or more and 2.5 mass% or less, but preferably 0.2 mass% or more, 2.5 mass% or less, and more preferably 0.4 mass%. Above, 2.5 ma ss% or less.
  • Nb 0.003 mass% or more, 0.10 mass% or less
  • N, C, S, and Nb is part or all of C
  • C By fixing, it is effective to ensure the workability and non-aging property of ultra-low carbon steel.
  • C if the content is less than 0.003 mass%, there is no effect, so this value is limited to the lower limit. do. On the other hand, if it exceeds 0.1 mass% in either case, the workability will deteriorate, so this value is the upper limit.
  • the amount of C is reduced to about 0.020 ma ss% or less, the total of Ti and Nb is preferably 0.03111333% or more and 0.10 mass% or less. , More preferably 0.03 mass% or more and 0.08 mass% or less.
  • B 0. 0005 mass% or more,., 0. 0080 mass% or less
  • B segregates at the grain boundaries and shows a remarkable effect in preventing secondary processing brittleness, but the effect is small when the content is less than 0.0005 mass%, and on the other hand, even if it is contained in excess of 0.0080 mass%. Not only the effect is saturated, but also the yield strength increases and the elongation decreases, which deteriorates the workability. Therefore, its content is limited to 0.0005 mass% or more and 0.0080 mass% or less. However, since the addition of B slightly deteriorates the workability, it is preferably 0.0005 mass% or more and 0.0050 mass% or less, more preferably, except when P containing more than 0.15 mass% is contained. Is greater than or equal to 0.0005 mass% and less than or equal to 0.030 mass%. P: 0.040 mass% or more, 0.18 mass% or less
  • P has the effect of strengthening steel and improving workability, especially the average r value, and is contained according to the desired strength.
  • the effect becomes remarkable when the content is 0.004 mass% or more, but on the other hand, when the content exceeds 0.18 mass%, the alloying of the fitting is significantly delayed and the solidification segregation during casting causes the effect.
  • the material also deteriorates.
  • the amount of C is reduced for the purpose of improving the material, the secondary processing brittleness begins to deteriorate when the content is 0.12 mass% or more, and when the content is 0.15 mass% or more, a large amount of B needs to be added.
  • the P content is specified as 0.040 mass% or more and 0.18 mass% or less, but preferably 0.040 mass% or more and 0.15 mass% or less, more preferably 0.040 mass% or more and 0. . 12 mass% or less.
  • the content of S exceeds 0.015 mass%, a large amount of M n S is deposited and the workability deteriorates, so this is the upper limit.
  • it is preferably 0.0010 mass% or less, and more preferably 0.008 mass% or less. It is desirable that the content is low, but if it is less than 0.0005 mass%, it will be significantly manufactured by the current technology. It is not practical because the space rises.
  • A1 0.005 mass% or more, 0.10 mass% or less
  • A1 is added as needed for deoxidation and precipitation and fixation of N in steel, but if its content is less than 0.005 raass%, inclusions will increase and good workability cannot be obtained. C On the other hand If the content is too high, not only the workability will be deteriorated, but also the surface texture will be deteriorated. Therefore, the A1 content should be limited to 0.005 mass% or more and 0.10 mass% or less. However, from the viewpoint of optimizing the above-mentioned mechanical force, it is preferably 0.005 mass% or more and 0.06 mass% or less, and more preferably 0.01 mass% or more and 0.06 mass% or less.
  • N is a harmful component that is one of the main causes of strain aging, and if the content is too high, it is necessary to add a large amount of Ti and A1, so the upper limit is 0.0060 mass%. However, from the viewpoint of further improving workability, it is preferably 0.0040 mass% or less, more preferably 0.00 30 mass% or less. It is desirable that the content is low, but if it is less than 0.0003 mass%, it is not practical because the manufacturing cost increases significantly with the current technology.
  • Steelmaking and casting conditions may be performed according to the conventional method.
  • the hot rolling finish temperature must be at least 750 ° C to improve workability after cold rolling and annealing. At a temperature lower than this, the residual rolled structure in the hot-rolled plate becomes remarkable, which is disadvantageous for the formation of an aggregate structure which is advantageous for press formability. On the other hand, when the rolling is completed at a temperature exceeding 1000 ° C, the hot-rolled sheet structure becomes coarse, and an aggregate structure advantageous for press formability cannot be obtained. Therefore, the hot rolling finish temperature should be 750 ° C or higher and 1000 ° C or lower.
  • the cold rolling rolling reduction ratio is set to 60% or more, so set it to 60% or more. It is preferably advantageous to have a cold spreading reduction rate of 70% or more. On the other hand, if the cold spreading reduction rate is 95% or more, the workability deteriorates, so the upper limit is set to 95%.
  • Plating is performed with a continuous hot-dip galvanizing facility.
  • the recrystallization annealing temperature after cold rolling may be 700 ° C or higher and 950 ° C or lower, but preferably 800 ° C or higher.
  • quench to a temperature range of 380 to 530 ° C. If the quenching stop temperature is less than 380 ° C, non-plating will occur, while if it exceeds 530 ° C, unevenness will occur on the fitting surface, which is preferable. Not. After quenching, it is subsequently dipped in a hot-dip galvanized bath containing 0.12 to 0.145 mass% of A l.
  • alloying will proceed too much and the adhesion (baudling resistance) will deteriorate. On the other hand, if it exceeds 0.145 mass%, non-plating will occur. Alloying by heating following plating is carried out so that the Fe content in the squeezing layer is 9 to 12%. That is, alloying is performed by heating for 14 seconds or more and 28 seconds or less in a temperature range of 450 to 550 ° C. If the heating temperature is less than 450 ° C or the heating time is less than 14 seconds, alloying will not be performed sufficiently, and the Fe content will be less than 9%, resulting in deterioration of flaking resistance. On the other hand, if the heating temperature exceeds 550 ° C or the heating time exceeds 28 seconds, alloying will proceed excessively and the padding resistance will deteriorate.
  • the bath temperature of the zinc-filled bath shall be in the range of 450 to 490 ° C, and the temperature of the plate that penetrates the bath shall be above the bath temperature and below (bath temperature + 10 ° C). If the bath temperature is less than 450 ° C or the penetration plate temperature is less than the bath temperature, zinc coagulation is promoted and it becomes difficult to adjust the amount of adhesion. On the other hand, if the bath temperature exceeds 490 ° C or the penetrating plate temperature exceeds (bath temperature + 10 ° C), the elution of iron from the steel plate into the bath is promoted, dross is formed, and surface defects are likely to occur.
  • the steel sheet obtained by the present invention does not change in the characteristics of the present invention even if the surface is subjected to a special treatment such as applying a lubricant to further improve the press moldability, weldability, or corrosion resistance. .. Further, even if the steel sheet of the present invention (or a steel sheet in which the surface of the steel sheet of the present invention is specially treated) is temper-rolled for the purpose of shape correction or the like, the characteristics of the present invention do not change. The best mode for carrying out the invention
  • a steel slab with the composition shown in Table 2 melted in a converter is used as a material for hot rolling, then pickled and cold rolled to a plate pressure of 0.8, and then continuously molten zinc is applied. Tightening was performed with a line, and the tensile properties and fitting characteristics of the obtained steel sheet were investigated.
  • the plating bath temperature was in the range of 460 to 480 ° C, and the penetration plate temperature was fitted to the bath temperature.
  • the bath temperature was +10), and the conditions for alloying were heating in the temperature range of 480 to 540 ° C for 15 to 28 seconds.
  • the tensile characteristics were measured using a JIS No. 5 test piece, and the plating characteristics were tested and evaluated by the same method as in the above experiment.
  • the present invention utilizes S i as a reinforcing component in ultra-low carbon steel and identifies the interrelationship between the contents of S i and M n, resulting in excellent plating characteristics and suitable characteristics for press forming.
  • a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet is obtained, and the steel sheet based on this disclosure can greatly contribute to weight reduction and safety improvement of automobiles.

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Description

明 細 書 めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 技 術 分 野
この発明は、 主として自動車の車体用として、 曲げ加工、 プレス成形加工、 絞 り加工などの用途に好適な高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 を提案するものである。 背 景 技 術
近年、 環境問題による自動車の排気ガス規制などから燃費向上のために車体軽 量化の要請が高まって来ている。 また、 自動車の安全性向上も重要な課題となつ ている。 そこでこれらの問題の対応策の一つとして、 引張強さが 400M P a程度 以上で、 かつ優れたプレス成形性を有する高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板が要 求されている。
しかし、 一般に冷延鋼板は高張力化にともないプレス成形性すなわち平均 r値 や強度—延性 （以下 T S— E 1 と呼ぶ） バランスが劣化し、 めっき特性などの表 面特性も劣化する傾向にある。 したがって自動車用として供するためには、 高張 力化とともに、 めっき特性およびプレス成形性を向上させることが重要になる。 これまで、 高張力化にともなうプレス成形性改善のために、 各種の方法が提案 されている。
例えば、 特開昭 6 3 - 1 0 0 1 5 8号公報の成形性にすぐれる高強度冷延鋼板 のように、 Cを低減した極低炭素鋼をベースとして、 加工性、 時効性の改善のた めに炭窒化物形成成分である Ti， Nbなどを添加し、 さらに加工性を害さない S i, Mn, Pでおもに高張力化をはかる手段が開示されている。 特に S iは平均 r値や伸 びなどで示される加工性を劣化させることなく高張力化する有利な成分であるが、 一方で多量の Siを含有させると表面特性の劣化が避けがたく、 めっき特性が著し く劣化するという問題があった。
このため、 合金化溶融亜鉛めつき用の鋼板を高張力化する場合には、 特開平 5 - 2 5 5 8 0 7号公報 （成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛めつき高強度 冷延鋼板およびそれらの製造方法） に開示されているように S iを 0. 03%以下に制 限し、 強化成分として主に P , Mnを用いる方法が一般的であった。 しかし、 多量 の Pの添加は溶融亜鉛めつきの合金化を遅延させるほか、 特に極低炭素鋼におい て 2次加工脆性を弓 Iき起こしやすいという問題があった。 また Mnもめつき特性へ の影響は少ないとはいえ、 S iが 0. 1 %以下に制限された状態では 1 %以上の Mn含 有量からめっき特性が劣化しはじめるほか、 多量に含有させると変態点が低下し て熱延板が硬質化したり焼鈍時に再結晶しないなどの材質劣化につながる不具合 が発生するという問題があつた。
このように P , Mnだけで加工性とめっき特性を維持しつつ高張力化を図るには 限界があった。 発 明 の 開 示
この発明は、 前記した問題点を有利に解決しょうとするもので、 自動車用に供 して好適なプレス成形などの加工性に優れ、 かつめつき特性にも優れる高張力合 金化溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法を提案することを目的とする。
さて発明者らは、 研究検討を重ねた結果、 強化成分として S iを活用し、 かつ S i と Mnとの相互関係を特定し良好なめっき特性とプレス成形性とを兼ね備えた引張 強さ 400 MPa以上の高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板が得られることを見出した ものである。
すなわち、 この発明の要旨は以下の通りである。
C ： 0. 0005mass!¾以上、 0. 0050mass!¾以下、
S i ： 0. 1 mass¾ 以上、 2. 5 mass%以下、
Mn： 0. 1 mass% 以上、 2. 5 mass¾i以下、
T i ： 0. 003 mas s% 以上、 0. 10mass 以下、
Nb： 0. 003 mass 以上、 0. 10mass%以下、
B ： 0. 0005mass% 以上、 0. 0080mass%以下、
P ： 0. 040 mas s% 以上、 0. 18mass!¾以下、
S ： 0. 015 mass% 以下、 A l ： 0. 005 mass¾以上、 0. 10mass!^:(下および
N ： 0. 0060mass% 以下
で、 かつ、 S iおよび Mnを下記式（1) の関係のもとで含有し、 残部は Feおよび不可 避的不純物の組成よりなる鋼板表面に Fe含有率が 9〜12%の合金化溶融亜鉛めつ き層を有してなるめっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 1発 明） 。
, 記
1. 5 (maas¾ Mn) - 2≤ (mass% S i )≤ 2 (mass¾ Mn) —— ( 1 ) 第 1発明において、 C含有量が 0. 0005mass¾; 以上、 0. 004mass%以下であるめつ き特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 2発明） 。
第 1発明において、 S i含有量が 0. 2 mass% 以上、 2. 5 mass% 以下であるめつき 特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 3発明） 。
第 1発明において、 Mn含有量が 0. 2 mass¾ 以上、 2. 5mass¾i以下であるめつき特 性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 4発明） 。
第 1発明において、 B含有量が 0. 0005mass% 以上、 0. 0050mass% 以下であるめ つき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 5発明） 。
第 1発明において、 P含有量が 0. 04mass% 以上、 0. 15mass¾; 以下であるめつき 特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 6発明） 。
第 1発明において、 S含有量が 0. 010mass%以下であるめつき特性に優れる高張 力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 7発明） 。
第 1発明において、 A1含有量が 0. 005mass%以上、 0. 06mass!¾ 以下であるめつき 特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 8発明） 。
第 1発明において、 N含有量が 0. 0040mass% 以下であるめつき特性に優れる高 張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （第 9発明） 。
C ： 0. 0005mass% 以上、 0. 0050raass%以下、
S i： 0. 1 mass% 以上、 2. 5 mass%以下、
Mn： 0. 1 mass%以上、 2. 5 mass%以下、
T i ： 0. 003 mass% 以上、 0. 10mass%以下、
Nb： 0. 003 mass¾ 以上、 0. 10mass%以下、 B : 0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
P ： 0.040 mass% 以上、 0.18mass¾以下、
S ： 0.015 mass¾ 以下、
Al ： 0.005 mass% 以上、 0.10mass 以下および
N ： 0.0060mass% 以下
で、 かつ、 Siおよび Mnを下記式（1) の関係のもとで含有し、 残部は Feおよび不可 避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、 熱間圧延して 750°C以上、 10 00°C以下の温度範囲にて仕上圧延を終了し、 酸洗後圧下率 60%以上、 95%以下の 範囲の冷間圧延を行って冷延板とし、 その冷延板を連続式溶融亜鉛めつき設備で
700°C以上、 950°C以下の温度範囲にて再結晶焼鈍後 380〜530 °Cの温度域まで 急冷し、 A1を 0.12〜0.145 mass%の範囲で含有する 450~490 °Cの温度範囲の溶 融亜鉛めつき浴に浴温以上、 浴温 + 10°C以下の温度域で浸漬してめつきしたのち、
450-550 °Cの温度範囲にて 14秒間以上、 28秒間以下の加熱をして合金化するこ とを特徴とするめつき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
(第 1 0発明） 。
記
1.5 (maas% Mn) - 2 ≤ (mass¾ Si)≤ 2 (mass% Mn) —— ( 1 )
以下に、 この発明の基礎となった実験結果についてのベる。
C ： 0.002 mass%、 Ti ： 0.04mass %、 Nb ： 0.03mass %、 B ： 0.002 mass%、 P ： 0.10mass%、 S ： 0.006 mass%、 Al ： 0.04mass %および N ： 0.002 mass% を含有し、 かつ Siおよび Mnの含有量の異なる板厚 0.75mmの冷延鋼板の Siおよび Mn 含有量とめっき特性の関係について調査した。
なお、 これらの鋼板は上記組成になるシートバーを、 820 〜910 °Cの範囲の仕 上げ圧延温度で熱間圧延を行い、 続いて酸洗後圧下率 75〜85%の範囲で冷間圧延 を行ったのち、 さらに溶融亜鉛めつきラインにおいて 780~890 °Cの温度範囲で 焼鈍を施した後 450〜500 °Cの温度域まで急冷し、 A1を 0.13mass%含有する溶融 亜鉛めつき浴に浸漬してめつきしたのち、 450〜550 ての温度範囲の合金化処理 (めっき層中の Fe含有率約 10%) を施すことにより製造したものである。 また、 めっき特性は目視による外観 （不めっき） の判定と 90° 曲げ試験による耐パウダ リング性の判定とで評価した。
これらの鋼板につき、 Siおよび Mn含有量とめつき特性の関係について調査した 結果を表 1にまとめて示す。
表 1
Figure imgf000007_0001
◎： せず 合格
〇： ¾な X：不合格
X： ¾
この結果、 表 1から明らかなように、 Siと Mnとの相互関係が 1.5(mass% Mn) — 2≤ (mass¾ Si) ≤ 2 (mass¾ Mn) の範囲にあるときめっき外観、 耐パウダリ ン グ性ともに良好であることが判明した。 上記範囲をはずれて Siあるいは Mnのうち 少なくともどちらか一方が多い場合にはめつき特性が劣化する。 この理由は必ず しも明らかではないが、 鋼板表面に生成される酸化膜が、 Si単独添加の場合 Si02、 Mn単独添加の場合 MnO となりともに溶融亜鉛との濡れ性が悪いのに対し、 Si, Mn を上記関係式を満たして含有させた場合には MnSi03主体の酸化膜となり、 溶融亜 鉛との濡れ性が向上するためと考えられる。
次にこの発明における各成分組成範囲の限定理由について述べる。 C ： 0. 0005mass%以上、 0. 0050mass%以下
Cは、 良好な加工性、 とくに良好な T S— E 1バランスを有する鋼板を得るた めに、 その含有量は 0. 0050mass%以下とすることが必要であり、 好ましくは 0. 00 40mass%以下、 より好ましくは 0. 0030mass%以下の極低炭素鋼であることが望ま しい。 し力、し、 同時に多量の Pを含有させる場合には、 Cが 0. 0005mass%よりも 少なくなると耐 2次加工脆性が劣化する。 従って C含有量は、 0. 0005mass%以上、 0. 0050mass%以下に限定するが、 好ましくは 0. 0005mass%以上、 0. 0040111335 %以 下、 より好ましくは 0. 0005mass%以上、 0. 0030mass%以下である。
S i ： 0. 1 mass¾以上、 2. 5 mass¾ 以下
S iは、 加工性の劣化を少なく し鋼を強化する作用があり、 含有量は 0. 1 mass% 以上必要とする。 しかし 2. 5 mass%を超えると耐 2次加工脆性の劣化を招く。 従 つて S i含有量は、 0. 1 mass%以上、 2. 5 mass%以下に限定する。 ただし、 S iを活 用して加工性を維持しつつ鋼を強化するというこの発明の主旨から引張強度を 40 0 MPa 級以上とする場合の S i含有量は、 好ましくは 0. 2mass%以上、 2. 5mass% 以下、 より好ましくは 0. 3mass%以上、 2. 5mass%以下である。
Mn ： 0. 1 mass %以上、 2. 5 mass%以下
Mn含有量は、 加工性 ·耐 2次加工脆性の観点からは低減させることが望ましい が、 0. 1 mass%よりも少ない場合は自動車用材料として充分な強化効果が得られ ない。 また、 熱延時の変態点を上げる S iを多量に含有させた場合にはオーステ ナイ ト域での正常な熱延を実施することが困難になるため、 変態点を下げる Mnを 好ましくは 0. 2 mass%以上、 より好ましくは 0. 4 nmss%以上添加して変態点を適 当な温度域に調整することが望ましい。 一方、 含有量が 2. 5 mass%を超えると耐 2次加工脆性の改善が困難になるほか、 鋼が著しく硬化して冷間圧延が困難とな る。 従って Mn含有量は、 0. 1 mass%以上、 2. 5 mass%以下に限定するが、 好まし くは 0. 2 mass%以上、 2. 5 mass%以下、 より好ましくは 0. 4 mass%以上、 2. 5 ma ss%以下である。
Ti ： 0. 003 mass %以上、 0. 10mass%以下
Nb ： 0. 003 mass %以上、 0. 10mass%以下
は、 N， C , Sの一部あるいは全部を、 また Nbは、 Cの一部あるいは全部を 固定することにより、 極低炭素鋼の加工性と非時効性を確保するのに有効である c しかし、 いずれも含有量が 0. 003 mass%未満ではその効果がないためこの値を下 限とする。 一方、 いずれも 0. 1 mass%超となると逆に加工性を劣化させるためこ の値を上限とする。 ただし、 加工性のさらなる向上の観点からは C量が 0. 0020ma ss% 以下程度に低減されている場合には T i， Nbの合計で好ましくは 0. 03111333 %以 上、 0. 10mass%以下、 より好ましくは 0. 03mass%以上、 0. 08mass%以下である。 B ： 0. 0005mass%以上、., 0. 0080mass%以下
Bは、 粒界に偏析し、 2次加工脆性の防止に顕著な効果を示すが、 含有量が 0. 0005mass%未満ではその効果が小さく、 一方 0. 0080mass%を超えて含有させても その効果が飽和するばかりでなく降伏強度の上昇、 伸びの低下などあって加工性 を劣化させる。 従ってその含有量は、 0. 0005mass%以上、 0. 0080mass%以下に限 定する。 ただし、 Bの添加によってわずかであるが加工性が劣化するため、 0. 15 mass% を超える Pを含有するような場合を除いて好ましくは 0. 0005mass%以上、 0. 0050mass%以下、 より好ましくは 0. 0005mass%以上、 0. 0030mass%以下である。 P ： 0. 040 mass%以上、 0. 18mass%以下
Pは、 鋼を強化するとともに、 加工性、 とくに平均 r値を向上させる効果があ り、 所望の強度に応じて含有させる。 その効果は含有量が 0. 040 mass%以上で顕 著になるが、 一方、 0. 18mass%を超えて含有させた場合にはめつきの合金化を著 しく遅延させるほか、 铸造時の凝固偏析により材質も劣化させる。 また材質改善 を目的に C量を低減した場合には、 含有量が 0. 12mass%以上で耐 2次加工脆性が 劣化しはじめ、 0. 15mass%以上では多量の Bの添加が必要になる。
従って P含有量は、 0. 040 mass%以上、 0. 18mass%以下に規定するが、 好まし くは 0. 040 mass%以上、 0. 15mass%以下、 より好ましくは 0. 040mass%以上、 0. 12mass%以下である。
S ： 0. 015 mass%以下
Sは、 含有量が 0. 015 mass%超えになると M n Sが多量に析出し加工性が劣化 するのでこれを上限とする。 ただし、 加工性のさらなる向上の観点からは好まし くは 0. 010 mass%以下、 より好ましくは 0. 008 mass%以下である。 なお、 含有量 は少ない方が望ましいが、 0. 0005mass%未満になると現状技術では著しく製造コ ス 卜が上昇するので実用的でない。
A1 ： 0.005 mass %以上、 0.10mass%以下
A1は、 脱酸および鋼中 Nの析出固定のため必要に応じて添加されるが、 その含 有量が 0.005 raass%未満では介在物が増加してしまい良好な加工性が得られない c 一方、 含有量が多すぎると加工性を劣化させるだけでなく、 表面性状をも劣化さ せるため、 A1含有量は 0.005 mass%以上、 0.10mass%以下に限定する。 ただし上 記メ力ニズムによる加: p性の適正化の観点からは好ましくは 0.005 mass%以上、 0.06mass%以下、 より好ましくは 0.01mass%以上、 0.06mass%以下である。
N ： 0.0060mass%以下
Nは、 歪時効の主因の 1つとなる有害な成分であり、 含有量があまり多いと多 量の Tiや A1の添加が必要になるため 0.0060mass%を上限とする。 ただし、 加工性 のさらなる向上の観点からは好ましくは 0.0040mass%以下、 より好ましくは 0.00 30mass%以下である。 なお、 含有量は少ない方が望ましいが、 0.0003mass%未満 になると現状技術では著しく製造コス卜が上昇するので実用的でない。
ついで、 工程条件の限定理由について述べる。
製鋼 ·铸造条件は常法にしたがって行うことで良い。
熱間圧延仕上温度は冷延、 焼鈍後の加工性を良好にするため最低でも 750°Cを 必要とする。 これ未満の温度では、 熱延板中の圧延組織の残存が顕著となり、 プ レス成形性に有利な集合組織の形成に不利となる。 一方、 1000°Cを超えて圧延を 終了すると熱延板組織の粗大化が生じ、 やはりプレス成形性に有利な集合組織が 得られない。 従って熱間圧延仕上温度は 750°C以上、 1000°C以下とする。
冷間圧延においては、 冷延圧下率を 60%以上にしないと十分な加工性が得られ ないので 60%以上とする。 好ましくは 70%以上の冷延圧下率とすることが有利で ある。 一方、 冷延圧下率を 95%以上とすると加工性が劣化するのでその上限を 95 %とする。
めっきは連続式溶融亜鉛めつき設備で行う。 冷間圧延後の再結晶焼鈍温度は、 700 °C以上 950°C以下であればよいが、 望ましくは 800°C以上で焼鈍するのがよ い。 焼鈍後は 380〜530 °Cの温度域に急冷する。 急冷停止温度が 380°C未満では 不めっきが発生し、 一方 530°C超えではめつき表面にムラが発生するため好まし くない。 急冷後は引き続いて A lを 0. 12~0. 145 mass%含有する溶融亜鉛めつき浴 に浸漬してめつきする。 浴中の A 1含有量が 0. 12mass%未満では合金化が進み過ぎ てめつき密着性 （耐バウダリング性） が劣化する。 一方、 0. 145 mass%超えでは 不めっきが発生する。 めっきに続く加熱による合金化をめつき層中の Fe含有率が 9〜12%となるように実施する。 すなわち、 450〜550 °Cの温度範囲にて、 14秒 間以上、 28秒間以下の加熱を行って合金化する。 加熱温度が 450°C未満あるいは 加熱時間が 14秒間未満では合金化が十分行われず、 Fe含有率が 9 %未満となって 耐フレーキング性が劣化する。 一方加熱温度が 550°C超えあるいは加熱時間が 28 秒間超えでは合金化が過度に進み、 耐パゥダリング性が劣化する。
亜鉛めつき浴の浴温は 450〜490 °Cの範囲とし、 浴に侵入させる板の温度は浴 温以上、 （浴温 + 10°C ) 以下とする。 浴温が 450°C未満あるいは侵入板温が浴温 未満であると、 亜鉛の凝固が促進されてめつき付着量の調整が困難となる。 一方、 浴温が 490°C超えあるいは侵入板温が （浴温 + 10°C ) 超えであると鋼板から浴中 への鉄の溶出が促進されてドロスを作り表面欠陥を生じやすくなる。
なお、 この発明によって得られる鋼板は、 表面に潤滑剤を塗付するなどの特殊 な処理を施してさらにプレス成形性、 熔接性、 あるいは耐食性の改善を行っても この発明の特性に変りはない。 またこの発明の鋼板 （あるいはこの発明の鋼板の 表面に特殊な処理を施した鋼板） に、 形状矯正などの目的で調質圧延を行っても この発明の特性に変りはない。 発明を実施するための最良の形態
実施例
転炉にて溶製した表 2に示す成分組成の鋼スラブを素材として熱間圧延を行い、 続いて酸洗後冷間圧延により板圧 0. 8腿 に圧延した後、 連続溶融亜鉛めつきライ ンでめつきを施し、 得られた鋼板について引張特性およびめつき特性を調査した なお、 めっき浴温は 4 6 0 ~ 4 8 0 °Cの範囲、 侵入板温はめつき浴温〜 （めっき 浴温 + 1 0で） 、 合金化の条件は 4 8 0 ~ 5 4 0 °Cの温度範囲で 1 5〜 2 8秒間 の範囲の加熱とした。 鋼 化 学 成 分（mass% ) 1上. ^fm腿o ScScH顯in^ゾ 9乙 乙 mass/oivinノ
No. C Si Mn Ti Nb B P S Al N
1 0.0042 0.30 0.16 0.047 0.016 0.0025 0.112 0.006 0.045 0.0026 -1.76 0.32
2 0.0040 0.35 0.42 0.062 0.018 0.0029 0.125 0.008 0.036 0.0031 -1.37 0.84
3 0.0031 0.78 0.44 0.058 0.008 0.0028 0.087 0.006 0.032 0.0025 -1.34 0.88
4 0.0031 0.78 0.44 0.058 0.005 0.0016 0.087 0.005 0.032 0.0026 -1.34" 0.88
5 0.0031 0.78 0.44 0.058 0.006 0.0034 0.087 0.010 0.032 0.0029 -1.34 0.88
6 0.0031 0.78 0.44 0.058 0.014 0.0022 0.087 0.008 0.032 0.0032 -1.34 0.88
7 0.0031 0.78 0.44 0.058 0.014 0.0024 0.087 0.005 0.032 0.0022 -1.34 0.88
8 0.0008 0.52 1.01 0.014 0.021 0.0050 0.152 0.006 0.016 0.0020 -0.49 2.02
9 0.0016 1.50 0.98 0.008 0.028 0.0032 0.065 0.005 0.025 0.0041 -0.53 1.96
10 0.0020 1.86 1.14 0.030 0.018 0.0042 0.042 0.004 0.027 0.0035 -0.29 2.28
11 0.0024 0.51 1.56 0.011 0.033 0.0012 0.082 0.007 0.042 0.0026 0.34 3.12
12 0.0025 1.55 1.65 0.005 0.052 0.0025 0.062 0.006 0.046 0.0027 0.48 3.30
13 0.0021 1.95 1.66 0.007 0.044 0.0021 0.052 0.006 0.045 0.0032 0.49 3.32
14 0.0040 *0.52 0.18 0.042 0.026 0.0026 0.108 0.006 0.046 0.0040 -1.73 0.36
15 0.0038 *1.21 0.45 0.048 0.009 0.0027 0.062 0.008 0.050 0.0038 -1.33 0.90
16 0.0026 *2.25 1.02 0.035 0.008 0.0026 0.042 0.008 0.043 0.0026 -0.47 2.04
17 0.0028 本 0.16 1.54 0.039 0.016 0.0028 0.143 0.006 0.055 0.0028 0.31 3.08
18 0.0026 *0.89 2.10 0.037 0.011 0.0026 0.104 0.007 0.042 0.0026 1.15 4.20 注： *は Siが 1.5 (mass% Mn) - 2≤ (raass¾ Si) ≤ 2 (mass% Mn)の関係を満たさないもの
上記製造条件として、 熱間圧延仕上温度 （F DT) 、 冷間圧延圧下率、 焼鈍温 度、 急冷停止温度、 めっき浴中の A1含有量および合金化後のめっき層中 Fe含有率 などの調査結果を表 3にまとめて示す。
冷 間 め っ き 条件 めっき特性 鋼 圧 延 TS EI TSxEI
FDT H:卜率 焼鈍温度 急冷 止 浴中/ 含 めっき層中 不めつき 耐パウダ 備 考 温 度
No. (。C) (¾) (。C) CO (mass¾) Fe含有率 (%) (MPa) (¾) (MPa · ¾) リング性
1 850 82 830 420 0.130 10.5 388 42.5 16503 ◎ ◎ 適合例
2 840 85 850 400 0.141 10.2 415 40.2 16699 ◎ ◎ 〃
3 850 83 820 460 0.135 10.8 417 39.6 16523 ◎ ◎ 〃
4 860 80 820 * 350 0.135 10.8 416 39.6 16492 X ◎ 比絞例
5 850 82 820 * 560 0.135 10.8 418 39.6 16539 ◎ (ムラ) ◎
6 870 78 820 460 * 0.112 12.8 417 39.6 16508 ◎ X
7 880 - 80 820 460 * 0.148 9.2 417 39.6 16513 X ◎
8 860 79 870 480 0.124 9.8 431 37.4 16105 ◎ ◎ 適合判
9 880 78 840 500 0.128 11.2 441 35.2 15538 ◎ 〃
10 870 74 820 430 0.127 10.5 470 35.1 16501 ◎ ◎
11 830 81 800 450 0.132 10.6 410 40.1 16457 ◎ ◎
12 860 76 820 470 0.143 10.3 468 35.6 16650 ◎ ◎ 〃
13 880 75 830 510 0.134 10.0 486 28.5 13838 ◎ ◎ 〃
14 890 81 850 440 0.124 11.2 397 36.2 14383 X X 比絞例
15 900 78 820 460 0.133 11.1 428 34.3 14675 X X
16 900 73 840 460 0.138 10.5 492 27.2 13395 X X
17 850 77 860 480 0.131 10.8 442 36.7 16223 〇 X 〃
18 800 73 820 480 0.137 10.4 486 33.3 16183 X X 〃 注 ： *はこの発明の限定範囲を外れるもの ◎：発生せず ◎:合格
〇：軽度な発生 X：不合格
X：発生
ここで、 引張り特性は J I S 5号試験片を使用して測定し、 めっき特性は前記 の実験の場合と同様の方法で試験 ·評価した。
表 2および 3から、 この発明の適合例はいずれも T S X E 1で示される T S - E 1バランスに優れると同時に、 優れためつき特性を有していることがわかる。 産業上の利用の可能性
この発明は、 極低炭素鋼において S iを強化成分として活用し、 S iと Mnとの含有 量の相互関係を特定することにより、 めっき特性に優れ、 かつプレス成形用とし ても好適な特性を有する高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板を得るもので、 この発 明による鋼板は自動車の軽量化、 安全性の向上に大きく寄与することができる。

Claims

請 求 の 範 囲
1. C ： 0.0005mass% 以上、 0.0050mass%以下、
Si： 0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Mn： 0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Ti： 0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
Nb： 0.003 mass% 以上、 0.10mass%以下、
B ： 0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
P ： 0.040 mass% 以上、 0.18mass!¾以下、
S ： 0.015 mass% 以下、
A1： 0.005 mass% 以上、 0.10mass%以下および
N ： 0.0060mass¾以下
で、 かつ、 Siおよび Mnを下記式（1) の関係のもとで含有し、 残部は Feおよび不 可避的不純物の組成よりなる鋼板表面に、 Fe含有率が 9 ~12%の合金化溶融亜 鉛めつき層を有してなるめっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板 記
1.5 (maas% Mn) - 2 ≤ (mass% Si)≤ 2 (mass« Mn) —— ( 1 )
2. 請求項 1において、 C含有量が 0.0005mass% 以上、 0.004mass¾;以下であるめ つき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
3. 請求項 1において、 Si含有量が 0.2 mass¾ 以上、 2.5 mass¾ 以下であるめつ き特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
4. 請求項 1において、 Mn含有量が 0.2 mass% 以上、 2.5mass%以下であるめつき 特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
5. 請求項 1において、 B含有量が 0.0005mass% 以上、 0.0050mass% 以下である めっき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
6. 請求項 1において、 P含有量が 0.04mass% 以上、 0.15mass% 以下であるめつ き特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
7. 請求項 1において、 S含有量が 0.010mass%以下であるめつき特性に優れる高 張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
8. 請求項 1において、 1含有量が 0.005mass%以上、 0.06mass% 以下であるめつ き特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
9. 請求項 1において、 N含有量が 0.0040mass¾i 以下であるめつき特性に優れる 高張力合金化溶融亜鉛めつき鋼板。
10. C ： 0.0005mass% 以上、 0.0050mass%以下、
Si : 0.1 mass!¾ 以上、 2.5 mass%以下、
Mn： 0.1 mass% 以上、 2.5 mass%以下、
Ti： 0.003 mass¾ 以上、 0.10mass¾!以下、
Nb： 0.003 mass¾ 以上、 0.10mass¾以下、
B ： 0.0005mass% 以上、 0.0080mass%以下、
P ： 0.040 mass% 以上、 0.18mass¾;以下、
S ： 0.015 mass% 以下、
A1： 0.005 mass% 以上、 0.10mass%以下および
N ： 0.0060mass¾ 以下
で、 かつ、 Siおよび Mnを下記式（1) の関係のもとで含有し、 残部は Feおよび不 可避的不純物の組成よりなる鋼スラブを素材として、 熱間圧延して 750°C以上、 1000て以下の温度範囲にて仕上圧延を終了し、 酸洗後圧下率 60%以上、 95%以 下の範囲の冷間圧延を行って冷延板とし、 その冷延板を連続式溶融亜鉛めつき 設備で 700°C以上、 950°C以下の温度範囲にて再結晶焼鈍後 380~530 °Cの温 度域まで急冷し、 A1を 0.12~0.145 mass%の範囲で含有する 450〜490 °Cの温 度範囲の溶融亜鉛めっき浴に浴温以上、 浴温 + 10°C以下の温度域で浸漬してめ つき したのち、 450~550 での温度範囲にて 14秒間以上、 28秒間以下の加熱を して合金化することを特徴とするめつき特性に優れる高張力合金化溶融亜鉛め つき鋼板の製造方法。
記
1. 5 (maas% Mn) - 2≤ (mas s% S i )≤ 2 (mass¾ Mn) —— ( 1 )
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
WO1997031131A1 (fr) * 1996-02-22 1997-08-28 Sumitomo Metal Industries, Ltd. Tole d'acier recuit et procede de production
WO2001052731A1 (en) * 2000-01-21 2001-07-26 Instrumentarium Corporation Medical electrode
JP4886118B2 (ja) 2001-04-25 2012-02-29 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板
KR100478091B1 (ko) * 2002-05-24 2005-03-24 주식회사 포스코 용융아연도금강판의 제조방법
DE102009016852A1 (de) * 2009-04-08 2010-10-14 Bayerische Motoren Werke Aktiengesellschaft Verfahren zur Herstellung wärmebehandelter Blechformteile aus einem Stahlblechmaterial mit einer Korrosionsschutzbeschichtung und derartiges Blechformteil

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0211745A (ja) * 1988-06-29 1990-01-16 Kawasaki Steel Corp スポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH0441658A (ja) * 1990-06-07 1992-02-12 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPH04154937A (ja) * 1990-10-16 1992-05-27 Nippon Steel Corp 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPH05339643A (ja) * 1992-06-08 1993-12-21 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH05345953A (ja) * 1992-06-12 1993-12-27 Kobe Steel Ltd 加工性にすぐれる極低Ｃ系の薄物熱延原板の合金化溶融Ｚｎめつき鋼板及びその製造方法

Family Cites Families (12)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS60174852A (ja) * 1984-02-18 1985-09-09 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れる複合組織冷延鋼板とその製造方法
JPS63100158A (ja) * 1986-10-15 1988-05-02 Kobe Steel Ltd 成形性にすぐれる高強度冷延鋼板
US5019460A (en) * 1988-06-29 1991-05-28 Kawasaki Steel Corporation Galvannealed steel sheet having improved spot-weldability
US5156690A (en) * 1989-11-22 1992-10-20 Nippon Steel Corporation Building low yield ratio hot-dip galvanized cold rolled steel sheet having improved refractory property
US5049453A (en) * 1990-02-22 1991-09-17 Nippon Steel Corporation Galvannealed steel sheet with distinguished anti-powdering and anti-flaking properties and process for producing the same
JPH03294463A (ja) * 1990-04-11 1991-12-25 Nippon Steel Corp 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
CA2101841C (en) * 1991-12-06 2000-02-01 Makoto Isobe Method of manufacturing molten zinc plated steel plates having few unplated portions
JPH05255807A (ja) * 1992-03-12 1993-10-05 Nippon Steel Corp 成形性に優れた高強度冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ高強度冷延鋼板およびそれらの製造方法
WO1993020254A1 (en) * 1992-03-30 1993-10-14 Kawasaki Steel Corporation Surface-treated steel sheet reduced in plating defects and production thereof
US5360493A (en) * 1992-06-08 1994-11-01 Kawasaki Steel Corporation High-strength cold-rolled steel sheet excelling in deep drawability and method of producing the same
JP3266317B2 (ja) * 1992-07-10 2002-03-18 川崎製鉄株式会社 深絞り性に優れた高張力冷延鋼板及びその製造方法
KR0128986B1 (ko) * 1992-09-14 1998-04-16 다나까 미노루 상온에서 비시효성인 페라이트성 단일상 냉간 강판 및 가고우치성 저항과 벗겨짐에 대한 내성이 우수한 인발성형용 열간침지 아연도금 합금 및 그것의 제조방법

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0211745A (ja) * 1988-06-29 1990-01-16 Kawasaki Steel Corp スポット溶接性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH0441658A (ja) * 1990-06-07 1992-02-12 Nippon Steel Corp 耐パウダリング性に優れた焼付硬化性高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JPH04154937A (ja) * 1990-10-16 1992-05-27 Nippon Steel Corp 高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板
JPH05339643A (ja) * 1992-06-08 1993-12-21 Kawasaki Steel Corp 深絞り性に優れた高強度冷延鋼板及び亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH05345953A (ja) * 1992-06-12 1993-12-27 Kobe Steel Ltd 加工性にすぐれる極低Ｃ系の薄物熱延原板の合金化溶融Ｚｎめつき鋼板及びその製造方法

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