WO2005068676A1 - めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法 Download PDF

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Hirokazu Taniguchi
Kenichiro Matsumura
Toshiki Hattori
Satoshi Kato
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Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip galvanized high-strength steel sheet having excellent plating adhesion and hole expandability, and a method for producing the same.
  • the conventional TRIP steel contained more than 1% of Si, so that there was a problem that the plating was hard to adhere uniformly and the hot-dip galvanizing property was poor.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet with a reduced S i content and with A 1 added as an alternative is disclosed in Japanese Patent No. 2962038, Japanese Patent Publication No. No. 86 proposes this.
  • the former has a relatively high Si content of 0.53 o / o or more, so there is still a problem with the adhesion due to the relatively high Si content.
  • T RP steel has a problem of poor hole expandability due to the large difference in hardness between ferritite and retained austenite after induction plastic transformation and a large difference in hardness from ferrite.
  • steel sheets coated with hot-dip zinc are becoming more widespread in response to requests from automobile manufacturers and home appliance manufacturers for protection of steel sheets.
  • the shortening of the manufacturing process has led to the urgent and short delivery of surface-treated steel sheets, especially hot-dip galvanized steel sheets. There is a need for a production system that can handle a large number of orders.
  • An object of the present invention is to solve the conventional problems described above and to realize a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in plating adhesion and hole expandability and a method for manufacturing the same on an industrial scale. .
  • the present inventors have developed a hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion and hole spreadability.
  • the steel composition was optimized, that is, the Si content was reduced, and A1 was used as an alternative element to improve the adhesion of hot-dip galvanized steel.
  • Mo is added to provide material properties with both excellent strength and elongation.
  • the hot-dip galvanizing process the material is cooled to the martensite transformation point or lower, and then heated to the temperature required for plating. As a result, it has been found that steel containing stable austenite and tempered martensite of a stable material can be industrially manufactured, and that the hole expandability can be improved.
  • the present invention has been made to solve the above problems, and the gist thereof is as follows.
  • the zinc-coated layer or the alloyed zinc-coated layer may be further subjected to one or more post-treatments such as a coating treatment, an inorganic coating treatment, a chemical conversion treatment, and a resin coating treatment.
  • a coating treatment such as a coating treatment, an inorganic coating treatment, a chemical conversion treatment, and a resin coating treatment.
  • the hot-dip galvanized high-strength steel sheet according to (1) further has, in mass%, Ti: 0.01 to 0.3%, Nb: 0.01 to 0.3%, V : 0.01 to 0.3%, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 1% or less, B: 0.01 to 1 to 0.03% Chino 1 or 2
  • High-strength hot-dip galvanized copper sheet with excellent adhesion and hole-expansion properties characterized by containing more than one kind.
  • the hot-dip galvanized high-strength steel sheet according to (2) further has, in mass%, Ti: 0.01 to 0.3%, Nb: 0.01 to 0.3%, V : 0.01 to 0.3%, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 1% or less, B: 0.01 to 1 to 0.03%
  • a method for producing a hot-dip galvanized high-strength steel sheet having excellent adhesion and hole-expandability characterized by containing one or more of the following.
  • C is an essential component from the viewpoint of securing strength and as a basic element for stabilizing the austenite, but it is necessary to adjust the amount to be added in relation to the Si amount depending on the application.
  • the demand for tensile strength is relatively low, about 400 to 80 OMPa, and when emphasis is placed on ductility and hot-dip galvanizability, combined with a low Si content (for example, 0.2% or less) 0.08% to 0.3%, preferably 0:! To 0.22%.
  • the demand for tensile strength is 600 MPa or more, and even as high as 900 MPa, and at the same time, it has both workability and hot-dip galvanizing property that does not hinder processing.
  • C is set to 0.12 to 0.35%, preferably 0.15 to 0.25%.
  • Si is an element effective for securing strength, ductility, stabilizing austenite, and generating residual austenite.However, if the addition amount is too large, the zinc adhesion to molten zinc deteriorates, so less than 1.0% is added. The addition amount must be adjusted according to the application. Requirement of tensile strength is 400 ⁇ 800MPa If the degree is relatively low and ductility and hot-dip galvanization are important,
  • S i is preferably less than 0.2%, and more importantly less than 0.1% when importance is placed on the hot-dip galvanizing property.
  • Requirement of tensile strength is more than 60 OOMPa, and it is as high as 90 OMPa.
  • the content is set to less than 1.0%, and more preferably 0.2% or more and less than 0.5% in order to secure the hot-dip galvanizing property.
  • Mn is an element that needs to be added from the viewpoint of securing strength, is an element that delays the generation of carbides, and is an element that is necessary for generation of residual austenite. If Mn is less than 0.8%, the strength is not satisfied, and the generation of residual austenite becomes insufficient, resulting in deterioration of ductility. On the other hand, when Mn exceeds 3.5%, martensite increases in place of residual austenite, resulting in an increase in strength. Can not be used. Therefore, the range of Mn was set to 0.8 to 3.5%.
  • P is added according to the required strength level as an element to increase the strength of the steel sheet.However, a large amount of P degrades local ductility due to bias toward grain boundaries, and at the same time deteriorates weldability. And the upper limit of P is set to 0.03%.
  • S is an element that deteriorates local ductility and weldability by forming MnS, and is preferably an element that does not exist in steel.Therefore, the upper limit is set to 0.03%. .
  • M 0 is less than 0.05%, pearlite is formed, and the residual austenite ratio is reduced. Excessive addition of M 0 may lower ductility and deteriorate chemical conversion treatment, so the upper limit was 0.35%.
  • the amount of Mo added is set to 0.15% or less, a high strength-ductility balance can be obtained.
  • a 1 is necessary to retain austenite like Si. It is an element that replaces Si and is added to improve adhesion and promotes the formation of ferrite and has the effect of stabilizing austenite by suppressing the formation of carbides. Also acts as a deoxidizing element. To stabilize austenite, it is necessary to add 0.25% or more of A1.On the other hand, even if A1 is added excessively, the above effect is saturated, and instead, the steel becomes brittle and at the same time, molten sublime is added. The upper limit was set to 1.8% to reduce the adhesion.
  • N is an unavoidable element that is included.However, when it is contained in a large amount, not only does aging deteriorate, but the effect of A1 addition decreases because the amount of A1N deposited increases. It is desirable that the content be 0.01% or less. Unnecessarily reducing N increases the cost in the steel making process, so it is usually preferable to control the amount to about 0.020% or more. Further, in the present invention, in addition to the above-mentioned components, Ti: 0.01 to 0.3%, Nb: 0.01 to 0.3%, V: 0.01 to 0.3%, Cu: 1% or less, Ni: 1% or less, Cr: 1% or less, B: One or more of 0.001 to 0.03% I can do it.
  • T i, N b, and V can be added for the purpose of strengthening precipitation and improving strength.
  • Cr, Ni, and Cu can also be added as strengthening elements, but at 1% or more, ductility and chemical conversion properties deteriorate.
  • B can be added as an element for improving local ductility and hole expandability, but its effect cannot be exerted at less than 0.001%, and elongation and plating occur at more than 0.030%. Adhesion deteriorates.
  • the metal structure described below in relation to the production method is a very important requirement.
  • the greatest feature of the metal structure of the high-strength steel sheet with hot-dip galvanized steel according to the present invention is that the area ratio in the steel is 0.5% or more and 10% or less. It has a return martensite.
  • the tempered martensite was subjected to continuous annealing at 680-930 ° C, and the martensite force generated in the cooling process following continuous annealing at 250-600 ° C. Preferably, it is tempered by heating to 450 to 53 ° C. to become a tempered martensite. If the amount of tempered martensite is less than 0.5%, the hole expansion ratio is not improved, and if it exceeds 10%, the difference in hardness between the structures becomes too large and the workability is reduced.
  • the tensile strength X ductility is dramatically improved.
  • the requirement for tensile strength is preferably as high as 600 MPa or more, and more preferably as high as 90 OMPa, and the residual austenite is preferably at least 7% in order to simultaneously have workability.
  • the tempered martensite, ferrite, bainite, and residual austenite having a volume ratio of 5% or more become the main phases, and are present in the steel sheet in a well-balanced manner, so that workability and hole expansion are improved. It is thought that the property will be improved.
  • the slab having the above-described steel component is hot-rolled under ordinary conditions and then wound at a temperature of 400 to 75 ° C.
  • the reason for setting the coiling temperature within the above-mentioned temperature range is that the structure after hot rolling is treated as pearlite with a small sensation or a mixed structure of pearlite and bainite to dissolve cementite in the annealing process.
  • the hot-rolled steel sheet wound in this manner is cold-rolled under normal conditions to obtain a cold-rolled steel sheet.
  • this cold-rolled steel sheet is recrystallized and annealed in a temperature range where two phases of austenite and ferrite coexist, that is, in a temperature range of 680 to 9300C. If the annealing temperature is higher than 930 ° C, Since the weave becomes a single phase of austenite and the C in the austenite becomes lean, it becomes impossible to leave stable austenite in the subsequent cooling, so the upper limit temperature is set to 930 ° C. did.
  • the lower limit temperature was set to 680 ° C.
  • the annealed steel sheet is cooled to below the martensite transformation point, but the cooling means is not specified, regardless of water spray cooling, air / water cooling, water immersion cooling, or gas jet cooling. It is preferable to perform overaging at a temperature of 300 to 500 ° C. during the cooling from annealing to the temperature below the martensite transformation point.
  • This overaging treatment efficiently transforms austenite into bainite while securing the bainite phase, and also transforms the martensite formed by annealing into tempered martensite, and further retains the residual phase.
  • the martensite is cooled to a temperature below the martensite transformation point after overaging to secure the martensite.
  • the reason why the hole expandability is improved is not clear, but the hardness of the soft and hard tissues is reduced by annealing and cooling to a temperature below the martensite transformation point, followed by heating at a low temperature for hot-dip galvanizing. It is considered that the hole spreadability is improved by improving the balance of the steel and improving the local elongation.
  • the steel sheet cooled to a temperature below the martensite transformation point is optionally pickled before pre-plating. Performing this pickling before the pre-plating activates the steel sheet surface and improves the plating adhesion of the pre-plating. Can be improved. Furthermore, oxides such as Si and Mn generated on the steel sheet surface in the continuous annealing process can be removed, and the adhesion of the subsequent hot-dip galvanizing can be improved.
  • this pickling treatment it is preferable that the pickling solution containing 2 to 20% hydrochloric acid is subjected to the pickling treatment for 1 to 20 seconds. Note that, after this pickling treatment, Ni flash plating may be performed.
  • the continuous annealing step exit side is provided with the following during continuous annealing or during cooling. Since a pickling process is required to remove the oxide film on the steel sheet surface, the pickling equipment is installed on the exit side of the continuous annealing equipment. , Mn etc. can be removed efficiently. As described above, it is efficient to perform the pickling process using equipment attached to the continuous annealing process, but it may be performed using a separately provided pickling line.
  • one or more of Ni, Fe, Co, Sn, and Cu are selected in order to improve plating adhesion to a steel sheet cooled to a temperature below the martensite transformation point.
  • Pre-plating is preferably performed at 0.01 to 2.
  • O g / m 2 preferably 0.1 to I.
  • O gZm 2 per one side of the steel sheet.
  • the method of pre-plating may be any of electroplating, immersion plating, and spray plating.
  • Coating weight can not be obtained the effect of improving adhesion by pre-plating is less than 0. 0 1 g Zm 2, 2.
  • O gZm 2 than in 1 steel per side 0.0 and a this but they cost is 2.
  • O gZm 2 was set.
  • the steel sheet treated as described above is then subjected to hot-dip galvanizing, and it is preferable to perform a pre-treatment before entering this hot-dip galvanizing step.
  • This pretreatment is a treatment for cleaning the steel sheet surface with a grinding brush or the like.
  • the grinding brush is preferably a brush containing abrasive grains, and the cleaning solution is preferably hot water, caustic soda solution, or a combination of both. Good.
  • the existing continuous annealing process and the hot-dip galvanizing process be separate lines.
  • shape correction such as temper rolling in order to correct the shape collapse of the steel sheet in the continuous annealing furnace, or to send it to the electrolytic cleaning line to remove stains and the like on the steel sheet. You can also.
  • material samples can be collected between continuous annealing and hot-dip galvanizing, it is possible to predict the material in advance.
  • the steel sheet thus treated is then subjected to zinc plating in a hot-dip galvanizing step.
  • the steel sheet is heated to a temperature higher than the activation temperature of the steel sheet surface, that is, to a temperature range of 250 to 600 ° C.
  • a temperature range of 460 to 530 ° C is preferable.
  • the heating means is not specified, but a radiant tube or induction heating is preferred.
  • existing furnaces with continuous hot-dip galvanized lines can be used.
  • the steel sheet since the steel sheet has already been recrystallized and annealed in the continuous annealing process described above, it can be passed at a higher speed than when it is sent directly from the cold rolling process to the hot-dip galvanizing process. It has the advantage of being able to increase productivity and is therefore preferable when dealing with urgent and large-scale production.
  • the zinc-plated steel sheet that has been subjected to zinc plating in the above-mentioned hot-dip galvanizing process has a dense plating structure by subjecting the plated layer to alloying treatment, resulting in a hard and tough plating.
  • a heat treatment can be performed at a temperature in the range of 470 to 600 ° C to obtain an alloyed hot-dip galvanized steel sheet.
  • the Fe concentration in the plating layer can be controlled to, for example, 7 to 15% by mass by performing the alloying treatment.
  • the surface layer of the hot-dip galvanized steel sheet or the alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the above-described process is subjected to chromate treatment and facing coating.
  • One or more post-treatments of any one of a treatment, a chemical treatment and a resin film treatment can be performed.
  • a steel slab having the composition shown in Table 1 was melted in a vacuum melting furnace.
  • the steel slab was reheated to 1200 ° C, and then subjected to finish rolling at a temperature of 880 in hot rolling.
  • After forming the rolled steel sheet it was cooled and wound at a winding temperature of 600 ° C, and the winding heat treatment in which the temperature was maintained for 1 hour was reproduced.
  • the resulting hot-rolled steel sheet was descaled by grinding, cold-rolled at a rolling reduction of 70%, and then heated to a temperature of 770 ° C using a continuous annealing simulator. Continuous annealing was performed at a temperature of 74 seconds. Subsequently, the temperature was cooled to 450 ° C. at 10 ° C.
  • Zs, and zinc-plated steel sheets were manufactured by two types of manufacturing methods described below, that is, the conventional method and the method of the present invention.
  • Table 3 (Production method i i)) shows various properties such as mechanical properties, metal structure, hole expandability, and plating adhesion of this product.
  • the T S force was S 540 MPa or more, and the product of T S X E 1 (%) was 18 or more.
  • the hole expansion rate was 50% or more.
  • Tempered martensite ratio The tempered martensite is quantified by repeller etching, the sample is polished (alumina finish), and a corrosive liquid (pure water, sodium pyrosulfite, sodium hydroxide). After immersion in chilled alcohol / picnic acid mixture for 10 seconds, the sample is polished again, washed with water and dried with cold air. After drying, the area of the tempered martensite was determined by measuring the area of a 100 ⁇ m ⁇ 100 ⁇ m area of the sample structure with a Luzex device at 1000 ⁇ magnification. In Tables 2 and 3, this tempered martensite area ratio is indicated as tempered martensite area%.
  • Residual austenite ratio The strength of the (200) and (210) area and strength of the austenite of the ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ line on the surface chemically polished to 1/4 thickness from the surface layer of the test piece.
  • the residual austenite was quantified from the (200), (220), and (311) area intensities.
  • the residual austenite ratio was determined to be good when it was 5% or more. In Tables 2 and 3, this volume ratio of residual austenite is referred to as residual volume percent.
  • Plating adhesion Evaluated from the state of plating peeling at the bent part in a 60 ° V bending test.
  • the steels of ⁇ , I, and ⁇ in the range of the components of the present invention described in Table 1 were melted and forged in a vacuum melting furnace, and the steel slab was reheated to 1200 ° C and then hot rolled to 880 ° C. After finish rolling at a temperature of C to obtain a hot-rolled steel sheet, the steel sheet was cooled, wound up at a winding temperature of 600 ° C, and maintained at that temperature for 1 hour to reproduce a winding heat treatment. The resulting hot-rolled steel sheet is scale-removed by grinding, cold-rolled at a rolling reduction of 70%, and then heated to a temperature of 77 ° C using a continuous annealing simulator.
  • Experiment 1 (Example of the present invention) Pickling was performed with 5% hydrochloric acid, and Ni pre-plating was performed at 0.5 g / m 2 .
  • Example 1 the hole-expanding property of the present invention in Table 3 was improved by increasing the tempered martensite, as compared with the comparative example having the same experiment number in Table 2.
  • pickling and pre-meshing improve the adhesion and plating appearance.
  • the comparative examples in Table 3 show that TS, TS X E1, and the hole expansion rate were improved by the pickling and pre-coating, although the adhesion and plating appearance were improved by the pickling and pre-coating because the components were out of the range of the present invention. Either does not meet the pass value.
  • a steel slab having the composition shown in Table 5 was melted in a vacuum melting furnace. The steel slab was reheated to 1200 ° C, and then subjected to finish rolling at a temperature of 880 ° C in hot rolling. After rolling into a hot-rolled steel sheet, it was cooled, wound up at a winding temperature of 600 ° C, and the winding heat treatment of maintaining the temperature for 1 hour was reproduced. The scale of the obtained hot-rolled steel sheet is removed by grinding, and 70
  • the T S force was S 540 MPa or more, and the product of T S X E 1 (%) was 18 or more.
  • the hole expansion rate was 50% or more.
  • Metal structure Observation with an optical microscope and measurement of residual austenite ratio by X-ray diffraction. Ferrite was observed by nital etching, and martensite was observed by repeller etching.
  • Tempered martensite ratio The tempered martensite is quantified by repeller etching, the sample is polished (alumina finish), and a corrosive liquid (pure water, sodium pyrosulfite, ethyl alcohol, picrine). After immersion in a mixed solution of acid for 10 seconds, the sample is polished again, washed with water and dried with cold air. After drying, the area of the tempered martensite was determined by measuring the area of an area of 100 ⁇ m ⁇ m with a Luzex device at 1000 times the structure of the sample. In Tables 6 and 7, this tempered martensite area ratio is indicated as tempered martensite area%.
  • Residual austenite ratio The strength of the (200) and (210) area and strength of austenite of ferrite by ⁇ -rays on the surface chemically polished to 1 Z4 thickness from the surface layer of the test piece.
  • the residual austenite was quantified from the (200), (220), and (311) area intensities.
  • the residual austenite ratio was determined to be good when it was 5% or more. In Tables 6 and 7, this residual austenite volume fraction is expressed as residual ⁇ volume%.
  • Plating adhesion Evaluated from the state of plating peeling at the bent part in a 60 ° V bending test. ⁇ : Small plating peeling (peeling width less than 3 mm)
  • the steels of E, H, and P in the range of the components of the present invention described in Table 5 were melted in a vacuum melting furnace, and the steel slab was reheated to 1200 ° C, and then hot rolled to 880 ° C. After finish rolling at a temperature of C to form a hot-rolled steel sheet, it was cooled, wound up at a winding temperature of 600 ° C, and kept at that temperature for 1 hour to reproduce the winding heat treatment.
  • the obtained hot rolled steel sheet is scaled by grinding Removed, subjected to cold rolling at a rolling reduction of 70%, and then heated to a temperature of 770 ° C using a continuous annealing simulator, and then subjected to continuous annealing at that temperature for 74 seconds.
  • the steel sheet was cooled to 450 ° C at 0 ° CZs, then over-aged for 180 seconds at a temperature of 400 ° C, and then cooled to below the martensitic transformation point. Five types of experiments were performed.
  • Experiment 1 (Example of the present invention) Pickling was performed with 5% hydrochloric acid, and Ni pre-plating was performed with 0.5 g Zm 2 .
  • Example 3 in the present invention in Table 7, the hole expandability was improved due to the increase in the tempered martensite, as compared with the comparative example having the same experiment number in Table 6.
  • pickling and pre-meshing improve the adhesion and plating appearance.
  • the comparative examples in Table 3 show that although the adhesion and the plating appearance are improved by pickling and pre-coating, TS, TS XE1, and the hole expansion rate are in the first place because the components are out of the range of the present invention. Either does not meet the pass value.
  • Example 4 In the pickling and pre-meshing condition differences of Example 4, the adhesion, the plating appearance were greatly improved by the pre-meshing in Experiments 1, 2 and 5, and the pickling was also performed before the pre-meshing. Is preferred. In Experiment 3, if the amount of pre-mesh was small, there was no effect. In Experiment 4, pickling alone worsened. In the case of only pickling, the deterioration of plating adhesion and plating appearance is caused by continuous hot-dip galvanizing with excessively activated surface. It is presumed that because of the heating in the heating step, oxides such as Si and Mn of the steel sheet are generated again on the steel sheet surface and deteriorate the plating property. Industrial applicability
  • the present invention it is possible to provide a hot-dip galvanized high-strength steel sheet having excellent adhesion and hole-expansion properties used for automobile parts, home electric parts, and the like. It will be possible to flexibly respond to changes in production due to increased production by various manufacturers and large-scale production orders with urgent and short delivery times.

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Description

めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板と その製造方法
技術分野
本発明は、 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき 高強度鋼板とその製造方法に明関する。 田
背景技術
近年、 自動車の燃費向上、 車体軽量化がよ り一層要求されつつあ り、 径量化のために引張強度、 降伏強度に優れた高強度鋼板の二一 ズが高まっている。 しかし、 この高強度鋼板は強度の上昇に伴い成 形が困難となり、 特に、 鋼材の伸びが低下する。 これに対し、 最近 では強度と伸びの双方が高い T R I P鋼 （高残留オーステナイ ト鋼 ) が自動車の骨格部材に使用されるよ うになってきている。
ところが、 従来の T R I P鋼は 1 %を超える S i を含有するため に、 めっきが均一に付着しにく く 、 溶融亜鉛めつき性が悪いという 問題があった。 このため、 S i 量を低減し、 代替と して A 1 を添加 した溶融亜鉛めつき高強度鋼板が特許第 2 9 6 2 0 3 8号公報、 特 開 2 0 0 3 - 1 0 5 4 8 6号公報で提案されている。 しかし、 前者 は S i 含有量が 0 . 5 3 o/o以上と比較的 S i 量が高いために依然と してめつき密着性に課題があり、 また、 後者では S i 含有量を 0 . 2 %未満に低下させてめっき密着性を改善してはいるものの、 比較 的高い冷却速度による残留オーステナイ トの造り込みのため冷却速 度を安定的に制御できず、 そのために材質が不安定になる という問 題があった。 また、 部材によっては加工穴部を拡張してフラ ンジを形成させる バーリ ング加工が行われる部材も少なく なく 、 穴拡げ性も重要な特 性と して併せ持つ鋼板が要求されている。 この要望に対する従来の
T R I P鋼は誘起塑性変態後に残留オーステナイ トがマルテンサイ ト となり、 フェライ ト との硬度差が大きいこ とから穴拡げ性が劣る 問題がある。 更に、 自動車メーカー、 家電メーカーからの鋼板の防 鲭化の要請から溶融亜鉛めつきを施した鋼板が普及しつつある。 こ のよ うに、 各種メーカーからの従来の冷延鋼板から表面処理鋼板へ の品種転換に加え、 製造工程短縮化によ り表面処理鋼板、 特に、 溶 融亜鉛めつき鋼板の緊急、 かつ短納期の大量の受注に対応しう る生 産態勢は必要になっている。 しかしながら、 上述した溶融亜鉛めつ き鋼板を製造するための高温焼鈍材ゃ高強度鋼板の場合には、 高温 焼鈍ゆえに生産性が低く 、 よって溶融亜鉛めつき高強度鋼板の緊急 、 かつ大量の受注ノ生産がある場合には、 焼鈍炉を自前に有する溶 融亜鉑めっきライ ンに生産が集中して対応しえないという問題があ る。
一方、 冷延鋼板や電気亜鈴めつき鋼板の原板の焼鈍を行う通常の 連続焼鈍ライ ンは、 一般に高速 · 高生産性を持つにも関わらず、 上 述した同様の生産の変化によ り生産負荷が減少し、 場合によっては 通板する材料がなく 、 製造ライ ンを一時休止する という問題も発生 しており、 生産能力余剰という深刻な問題を有している。 発明の開示
本発明は、 上述した従来の問題を解決し、 めっき密着性および穴 拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板とその製造方法を工業的 規模で実現するこ とを目的とするものである。
本発明者らは、 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛め つき高強度鋼板とその製造方法について鋭意検討した結果、 鋼成分 の最適化、 すなわち、 S i 量の低減、 A 1 を代替元素とするこ とで 溶融亜鉛めつきの密着性を向上させ、 更に、 M oを添加して強度と 伸びの双方が優れる材質特性を持たせ、 加えて溶融亜鉛めつき工程 前に、 マルテンサイ ト変態点以下まで冷却した後、 めっき処理に必 要な温度まで加熱するこ とで、 安定した材質の残留オーステナイ ト および焼き戻しマルテンサイ トを含む鋼を工業的に製造可能と し、 更には穴拡げ性をも向上させるこ とができるこ とを知見した。 すな わち、 上記知見によ り設計された成分系の鋼板を、 連続焼鈍工程に てフェライ トノオーステナイ ト 2相域にて再結晶焼鈍を行った後に 、 必要に応じて適正な過時効を施し、 マルテンサイ ト変態点以下に 冷却し、 次いで、 溶融亜鉛めつき処理をすべく めっき処理に必要な 温度まで加熱するこ とによ り、 フェライ トを主相と し、 焼き戻しマ ルテンサイ トを面積率で 0. 5 %以上 1 0 %以下生成させ、 更に、 低温生成相と して残留オーステナイ トを体積率で 7 %以上含み、 ベ イナイ ト相を併せ持つ複合金属組織を得るこ とができ、 加えて穴拡 げ性も改善されるこ とを見いだした。 更に再結晶焼鈍を連続焼鈍ラ イ ンで実施し、 溶融亜鉛めつき処理を連続溶融亜鉛めつきライ ンで 実施すれば、 緊急、 かつ大量の受注 生産にも対応できる。 本発明 は、 上記課題を解決するためになされたもので、 その要旨は次の通 りである。
( 1 ) C ： 0. 0 8〜 0. 3 5 %、 S i : 1 . 0 %以下、 1^：1 ： 0. 8〜 3. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S : 0. 0 3 %以下、 A 1 : 0. 2 5〜： 1 . 8 %、 M o : 0. 0 5〜 0. 3 5 %、 N : 0. 0 1 0 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる溶 融亜鉛めつき鋼板であって、 前記鋼板の金属組織がフェライ ト、 ベ ィナイ 卜 と面積率で 0. 5 %以上 1 0 %以下の焼戻しマルテンサイ トおよび体積率で 5 %以上の残留オーステナイ トを有するこ とを特 徴とするめっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強 度鋼板。
( 2 ) ( 1 ) 記載の鋼成分を有するスラブを熱延後、 4 0 0〜 7 5 0 °Cの温度で卷取り後冷却し、 その後連続焼鈍工程にて 6 8 0〜 9 3 0 °Cの温度で焼鈍した後、 マルテンサイ ト変態点以下まで冷却 し、 次いで、 溶融亜鉛めつきを施すに際し、 2 5 0〜 6 0 0 °Cに加 熱後、 溶融亜鉛めつき処理を施すこ とを特徴とするめつき密着性お よび穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法。
( 3 ) 前記連続焼鈍工程のマルテンサイ ト変態点以下まで冷却し た後に、 酸洗し或いは酸洗するこ となく 、 N i ， F e， C o , S n ， C uのう ちに 1種または 2種以上のプレめっきを鋼板片面あたり 0. 0 1〜 2. 0 g Zm2施すこ とを特徴とする （ 2 ) 記載のめつ き密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造 方法。
( 4 ) 前記溶融亜鉛めつき工程の後に、 亜鉛めつき層を合金化す るこ とを特徴とする （ 2 ) 記載のめっき密着性および穴拡げ性に優 れた溶融亜鉛めつき高強度銅板の製造方法。
( 5 ) 前記亜鉛めつき層または合金化亜鉛めつき層上に、 更にク 口メー ト処理、 無機皮膜処理、 化成処理、 樹脂皮膜処理の何れか 1 種または 2種以上の後処理を施すこ とを特徴とする （ 2 ) または （ 4 ) 記載のめっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高 強度鋼板の製造方法。
( 6 ) ( 1 ) 記載の溶融亜鉛めつき高強度鋼板が、 更に、 質量％ で、 T i : 0. 0 1〜 0. 3 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 3 0 %のう ちの 1種または 2 種以上を含有するこ とを特徴とするめつき密着性および穴拡げ性に 優れた溶融亜鉛めつき高強度銅板。
( 7 ) ( 2 ) 記載の溶融亜鉛めつき高強度鋼板が、 更に、 質量％ で、 T i : 0. 0 1〜 0. 3 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 3 0 %のう ちの 1種または 2 種以上を含有するこ とを特徴とするめつき密着性および穴拡げ性に 優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
先ず、 本発明に規定する溶融亜鉛めつき高強度鋼板の成分および 金属組織に限定理由について説明する。
Cは、 強度確保の観点から、 またォ一ステナイ トを安定化する基 本元素と して必須の成分であるが、 用途によって S i 量との関係で 添加する量を調整する必要がある。 引張強度の要求が 4 0 0〜 8 0 O MP a程度と比較的低く 、 延性や溶融亜鉛めつき性が重視される 場合には、 低 S i 量 （例えば 0. 2 %以下） と相まって、 0. 0 8 %〜 0. 3 %、 好ま しく は 0. ：!〜 0. 2 2 %とする。 一方、 引張 強度の要求が 6 0 0 MP a以上、 さ らには 9 0 0 MP a と高く 、 同 時に加工性を併せ持ち、 加工に支障のない溶融亜鉛めつき性をも備 えるためには、 高 S i 量 （例えば 0. 2〜 1 . 0 %以下） 相まって 、 Cは 0. 1 2〜 0. 3 5 %、 好ま しく は 0. 1 5〜 0. 2 5 %と する。
S i は強度確保、 延性、 オーステナイ ト安定化や残留オーステナ ィ ト生成に有効な元素であるが、 添加量が多いと溶融亜鉛めつき性 が劣化するため 1 . 0 %未満を添加するが、 用途によって添加量を 調整しなければならない。 引張強度の要求が 4 0 0〜 8 0 0 M P a 程度と比較的低く 、 延性や溶融亜鉛めつき性が重視される場合には
S i を好ま しく は 0. 2 %未満と し、 さ らに溶融亜鉛めつき性を重 視する場合には 0. 1 %未満がよ り好ましい。 引張強度の要求が 6 O O MP a以上、 さ らには 9 0 O MP a と高く 、 同時に加工性を併 せ持ち、 加工に支障のない溶融亜鉛めつき性も備えるためには 0. 2 %以上、 1 . 0 %未満と し、 溶融亜鉛めつき性を確実にするため には 0. 2 %以上、 0. 5 %未満がよ り望ましい。
Mnは、 強度確保の観点から添加が必要であるこ とに加え、 炭化 物の生成を遅らせる元素であり 、 残留オーステナイ 卜の生成に必要 な元素である。 Mnが 0. 8 %未満では強度が満足されず、 また残 留オーステナイ トの生成が不十分とな り延性が劣化する。 また、 M nが 3. 5 %を超える と残留オーステナイ 卜に代わってマルテンサ ィ トが増加し、 強度上昇を招き、 これによ り製品のばらつきが大き く なる他、 延性が不足し工業材料と して使用できない。 このため、 Mnの範囲は 0. 8〜 3. 5 %と した。
Pは、 鋼板の強度を上げる元素と して必要な強度レベルに応じて 添加するが、 添加量が多いと粒界に偏祈するため局部延性を劣化さ せ、 同時に溶接性をも劣化させるので、 Pの上限値は 0. 0 3 %と した。 また、 Sは、 Mn Sを生成するこ とで局部延性、 溶接性を劣 化させる元素であり、 鋼中に存在しない方が好ま しい元素であるた め、 上限を 0. 0 3 %と した。
M 0 は、 0. 0 5 %未満ではパーライ トを形成し、 残留オーステ ナイ ト率が低減する。 過多の M 0添加は延性の低下、 化成処理性を 劣化させるこ とがあるため、 0. 3 5 %を上限と した。 好ま しく は 、 M o添加量を 0. 1 5 %以下とするこ とで高い強度一延性バラン スを得るこ とができる。
A 1 は、 S i と同様にオーステナイ トを残留させるために必要な 元素であり、 S i に替わりめつき密着性向上のために添加され、 フ エライ トの生成を促進し、 炭化物の生成を抑制することによりォー ステナイ トを安定化させる作用があると同時に、 脱酸元素と しても 作用する。 オーステナイ トの安定化には 0. 2 5 %以上の A 1 添加 が必要であり、 一方、 A 1 を過多に添加しても上記効果は飽和し、 却って鋼を脆化させると同時に溶融亜飴めつき性を低下させるため 、 その上限 1 . 8 %と した。
Nは、 不可避的に含まれてく る元素であるが、 多量に含有する場 合には時効性を劣化させるのみならず、 A 1 N析出量が多くなつて A 1添加の効果を減少させるので 0. 0 1 %以下の含有が望ましい 。 また、 不必要に Nを低減することは製鋼工程でのコス トが増大す るので、 通常 0. 0 0 2 0 %程度以上に制御することが好ましい。 更に、 本発明では上記成分に加え、 更に、 T i ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 N b : 0. 0 1〜 0. 3 %、 V : 0. 0 1〜 0. 3 %、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 B ： 0. 0 0 0 1 〜 0. 0 0 3 0 %のうちの 1種または 2種以上を添加することがで きる。 T i ， N b， Vは析出強化と強度向上の目的で添加するこ と ができるが、 0. 3 %以上では加工性が劣化する。 また、 C r , N i ， C uも強化元素と して添加できるが 1 %以上では延性および化 成処理性が劣化する。 更に、 Bは局部延性および穴拡げ性を改善す る元素として添加できるが、 0. 0 0 0 1 %以下ではその効果が発 揮できず、 0. 0 0 3 0 %以上では伸びおよびめつき密着性が劣化 する。
本発明においては次に製造方法との関連で説明する金属組織が非 常に重要な要件となる。
すなわち、 本発明による溶融亜鉛めつき高強度鋼板の金属組織に おいて最大の特徴は鋼中に面積率で 0. 5 %以上 1 0 %以下の焼き 戻しマルテンサイ トを有するこ とである。 この焼き戻しマルテンサ イ トは、 6 8 0〜 9 3 0 °Cでの連続焼鈍に引き続く冷却工程で生成 したマルテンサイ ト力 連続溶融亜鉛めつき処理するために 2 5 0 〜 6 0 0 °C、 好ましく は 4 6 0〜 5 3 0 °Cに加熱するこ とによ り焼 き戻されて焼き戻しマルテンサイ ト となる。 焼き戻しマルテンサイ トの量が 0. 5 %未満では穴拡げ率の向上が見られず、 1 0 %超で は組織間の硬度差が大き く な り過ぎて加工性が低下する。 また体積 率で 5 %以上、 好ましく は 7 %以上の残留オーステナイ トを確保す るこ とで引張強度 X延性が飛躍的に向上する。 更に、 引張強度の要 求が 6 0 0 MP a以上、 さ らには 9 0 O MP a と高く 、 同時に加工 性を併せ持つためには残留オーステナイ トが 7 %以上であるこ とが 好ましい。 そして、 この焼き戻しマルテンサイ 卜 と、 フェライ ト、 べィナイ ト、 体積率で 5 %以上の残留オーステナイ 卜が主相となり 、 鋼板中にバラ ンスよく存在するこ とによ り、 加工性と穴拡げ性が 改善されるものと考える。
次に、 本発明による溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法につい て説明する。 上述した鋼成分を有するスラブは、 通常の条件で熱延 後、 4 0 0〜 7 5 0 °Cの温度で卷き取られる。 この卷き取り温度を 上記温度範囲とする理由は、 熱延後の組織を感覚の小さいパーライ ト、 またはパ一ライ ト とベイナイ トの混合組織と して焼鈍工程でセ メ ンタイ トを溶解し易く し、 しかもスケール発生の抑制、 デスケー リ ング性をよく し、 硬質相を増加させ、 冷延を困難にさせないため に 4 0 0〜 7 5 0 °Cの温度範囲内での低温卷き取り が好ま しい。
このよ うにして巻き取られた熱延鋼板は、 通常の条件で冷延され 冷延鋼板と される。 次いで、 この冷延鋼板はオーステナイ ト とフエ ライ 卜の 2相共存温度域、 すなわち、 6 8 0〜 9 3 0 °Cの温度範囲 で再結晶焼鈍される。 前記焼鈍温度は、 9 3 0 °C超では鋼板中の組 織がオーステナイ ト単相とな り、 オーステナイ ト中の Cが希薄とな るため、 その後の冷却で安定したオーステナイ トを残存させるこ と ができなく なるので上限の温度を 9 3 0 °Cと した。 一方、 6 8 0 °C 未満では固溶 Cの不足からオーステナイ ト の C濃化が不十分となり 残留オーステナイ ト比率が低下するため下限の温度を 6 8 0 °Cと し た。 上述の焼鈍を施された鋼板はマルテンサイ ト変態点以下まで冷 却されるが、 その冷却手段は水吹きつけ冷却、 気水冷却、 水浸漬冷 却、 ガスジエツ ト冷却のいずれでも構わず特定しない。 焼鈍からマ ルテンサイ ト変態点以下までの冷却の間に 3 0 0〜 5 0 0 °Cの温度 で過時効処理するこ とが好ましい。 この過時効処理は、 オーステナ ィ トをべイナィ トに効率よく変態させてべィナイ ト相を確保しつつ 、 また、 焼鈍によ り生成したマルテンサイ トを焼き戻しマルテンサ ィ トに変態させ、 更に残留オーステナイ ト中に Cを濃化させて安定 させるため、 3 0 0〜 5 0 0 °Cの温度範囲で 6 0秒〜 2 0分保持す るこ とが好ましい。
更に、 本発明では、 過時効後にマルテンサイ ト変態点以下まで冷 却してマルテンサイ トを確保する。 なお、 マルテンサイ ト変態点 M sは Ms (°C) = 561-471 XC (%) — 33XMn (%) - 17XNi (%) - 17XCr (%) -21 XMo (%) で求められる。
穴拡げ性が改善される理由は明確ではないが、 焼鈍してマルテン サイ ト変態点以下まで冷却した後、 溶融亜鉛めつき処理をすべく低 温加熱するこ とで軟質組織と硬質組織の硬度のパランスが改善され 、 局部伸びが改善されるこ とで穴拡げ性が改善されるものと考えら れる。
更に、 本発明では、 マルテンサイ ト変態点以下まで冷却された鋼 板をプレめっき前に、 必要によ り酸洗する。 この酸洗をプレめっき 前に行う こ とで鋼板表面を活性化し、 プレめっきのめっき密着性を 向上させるこ とができる。 更に、 連続焼鈍工程で鋼板表面に生成し た S i ， Mn等の酸化物を除去し、 以後に行う溶融亜鉛めつきの密 着性を向上させるこ とができる。 この酸洗処理は、 2〜 2 0 %の塩 酸を含む酸洗液に 1〜 2 0秒間酸洗処理するこ とが好ましい。 なお 、 この酸洗処理後に N i フラ ッシュメ ツキを実施してもよい。 また 、 連続焼鈍工程の再結晶後の冷却が水吹きつけ冷却、 気水冷却、 水 浸漬冷却の何れかの手段での冷却による場合、 連続焼鈍工程出側に は、 連続焼鈍中或いは冷却中に発生する鋼板表面の酸化膜を除去す る酸洗工程が必要であるため、 酸洗設備が連続焼鈍設備出側に設置 されているので鋼板表面の酸化膜除去と同時に鋼板表面に生成した S i ， Mn等の酸化物を除去でき効率的である。 このよ うに、 酸洗 工程は連続焼鈍工程に付属した設備で行う こ とが効率的だが、 別に 設けた酸洗ライ ンで行ってもよい。
更に、 本発明では、 マルテンサイ ト変態点以下まで冷却された鋼 板にめっき密着性を向上させるために N i ， F e , C o， S n , C uのう ちの 1種または 2種以上のプレめっきを鋼板片面当たり 0. 0 1〜 2. O g/m2、 好ま しく は 0. 1〜： I . O gZm2施すこ と が好ましい。 プレめっきの方法は電気めつき、 浸漬めっき、 スプレ 一によるめつきの何れの方法でも採用できる。 めっき付着量は 0. 0 1 g Zm2未満ではプレめっきによる密着性向上の効果が得られ ず、 2. O gZm2超ではコス トがかかるこ とから鋼板片面当たり 0. 0 1〜 2. O gZm2と した。
上述のよ う に処理された鋼板は、 次いで溶融亜鉛めつきを施され るが、 この溶融亜鉛めつき工程に入る前に事前処理を行う こ とが好 ましい。 この事前処理とは研削ブラシ等で鋼板表面を清浄化する処 理である。 なお、 この研削ブラシは砥粒入り ブラシが好ましく 、 清 浄処理液は温水、 苛性ソーダ液またはその両者を併用するこ とが好 ましい。
また、 緊急、 かつ大量の受注 生産にも対応できるよ うにするに は、 既存の連続焼鈍工程と溶融亜鉛めつき工程が別ライ ンであるこ とが好ましいが特定するものではない。 別ライ ンの場合には、 連続 焼鈍炉内での鋼板形状崩れを矯正すべく調質圧延などの形状矯正を 実施したり、 鋼板の汚れなどを除去するために電解洗浄ライ ンに廻 すこ と もできる。 更に、 連続焼鈍〜溶融亜鉛めつき間で材質サンプ ルも採取できるため事前に材質の予測も可能となる。
このよ う にして処理された鋼板は、 次いで溶融亜鉛めつき工程で 亜鉛めつきが施される。 この溶融亜鉛めつき工程では、 鋼板表面が 活性化する温度以上、 すなわち、 2 5 0〜 6 0 0 °Cの温度範囲に加 熱される。 なお、 亜鉛めつき浴と鋼板の温度差を考慮すると 4 6 0 〜 5 3 0 °Cの温度範囲が好ましい。 加熱手段は特定しないがラジア ン トチューブや誘導加熱が好ま しい。 緊急、 かつ大量の受注 生産 にも対応できるよ う にするには、 既存の連続溶融亜鉛めつきライ ン の加熱炉が利用できる。 また、 鋼板は前述した連続焼鈍工程で、 既 に再結晶焼鈍は施されているので、 冷間圧延工程から溶融亜鉛めつ き工程へ直送された場合よ り も高速で通板するこ とができ、 依って 生産性も向上する という利点があり、 緊急、 かつ大量の受注ノ生産 に対応する場合好ま しい。
また、 上記溶融亜鉛めつき工程で亜鉛めつきを施された亜鉛めつ き鋼板は、 更にめつき層に合金化処理を施すこ とによ り緻密なめつ き組織で、 硬く 、 強靭なめっき層を得るために、 4 7 0〜 6 0 0 °C の温度範囲で加熱処理を行い、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板とするこ ともできる。 特に、 本発明においては、 合金化処理を行う こ とで、 めっき層内の F e濃度を、 例えば 7〜 1 5質量％に制御するこ とが できる。 更に、 本発明においては、 耐食性や加工性を向上させるために、 上述のような工程で製造された溶融亜鉛めつき鋼板、 或いは合金化 溶融亜鉛めつき鋼板の表層にク ロメー ト処理、 向き皮膜処理、 化成 処理、 樹脂皮膜処理の何れか 1種または 2種以上の後処理を施すこ ともできる。
実施例 1
表 1 に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶解 · 铸造し た鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延において 8 8 0 の 温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却し、 6 0 0 °Cの卷 き取り温度で卷き取り、 その温度に 1時間保持する卷き取り熱処理 を再現した。 得られた熱延鋼板を研削によ りスケール除去し、 7 0 %の圧下率で冷間圧延を施し、 その後連続焼鈍シミ ュ レーターを用 い、 7 7 0 °Cの温度に加熱後、 その温度に 7 4秒間保持する連続焼 鈍を行った。 次いで 1 0 °C Z sで 4 5 0 °Cまで冷却し、 以下に述べ る 2種類の製造方法、 すなわち、 従来法と本発明方法にて亜鉛めつ き鋼板を製造した。
( 1 ) 従来法
上述した 4 5 0 °Cまでの冷却の後に、 酸洗処理、 およびプレめつ きの何れも施すことなく 5 0 0 °Cの温度で溶融亜鉛めつき、 更に合 金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、 1 %の調質圧延を行 つて製品と した。 この製品の機械的性質、 金属組織、 穴拡げ性、 め つき密着性等の各種特性を表 2 (製法 i ) ) に示した。
( 2 ) 本発明方法
上述した 4 5 0 °Cまでの冷却の後に、 4 0 0 °Cの温度で 1 8 0秒 保持の過時効処理を行い、 その後マルテンサイ ト変態点以下まで冷 却し、 次いで 5 %塩酸にて酸洗処理し、 鋼板片面当たり 0 . 5 g Z m 2の N i プレめっきを行った後、 5 0 0 °Cの温度に加熱して溶融 亜鉛めつき、 更に合金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、
1 %の調質圧延を行って製品と した。 この製品の機械的性質、 金属 組織、 穴拡げ性、 めっき密着性等の各種特性を表 3 (製法 i i ) ) に示した。
なお、 表 2、 表 3において示す引張強度 （T S ) 、 穴拡げ率、 金 属組織、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 めっき密 着性、 めつき外観の試験 · 分析方法は以下に記述する通りである。 ♦ 引張強度 ： J I S 5号引張試験片の L方向引張にて評価した。
T S力 S 5 4 0 MP a以上で、 かつ T S X E 1 (%) の積が 1 8， O O O MP a以上を合格と した。
• 穴拡げ率 ： 日本鉄鋼連盟規格、 J F S T 1 0 0 1 — 1 9 9 6 穴拡げ試験方法を採用。 Ι Ο πιπι φの打ち抜き穴 （ ダイ内径 1 0. 3 mm、 ク リ アラ ンス 1 2. 5 %) に頂角 6 0 ° の円錐ポンチを打ち抜き穴のバリ が外 側になる方向に 2 0 m m/m i nで押し拡げ成形す る。
穴拡げ率 ： ； I (%) = { D - Do} X 1 0 0
D ： 亀裂が板厚を貫通したときの穴径 （mm) Do : 初期穴径 （mm)
穴拡げ率は 5 0 %以上を合格と した。
• 金属組織 ： 光学顕微鏡での観察、 および X線回析による残留ォ
—ステナイ ト率測定。 フェ ライ ト はナイ タールエ ツ チング、 マルテンサイ トはレペラ一エッチングにて 観察した。
. 焼き戻しマルテンサイ ト率 ： 焼き戻しマルテンサイ 卜の定量化 はレペラ一エッチングで、 試料を研磨 （アルミ ナ仕 上） し、 腐食液 （純水、 ピロ亜硫酸ナ ト リ ウム、 ェ チルアルコール、 ピク リ ン酸の混合液） に 1 0秒間 浸した後、 再度研磨を実施し、 水洗い後試料を冷風 にて乾燥させる。 乾燥後試料の組織を 1000倍にて 10 0 μ mXlOO μ mのエリ ァをルーゼック ス装置によ り面 積測定して焼戻マルテンサイ 卜の面積％を決定した 。 表 2、 表 3では、 この焼き戻しマルテンサイ ト面 積率を焼戻マルテンサイ ト面積％と表記した。
残留オーステナイ ト率 ： 供試材板の表層よ り 1 / 4厚まで化学 研磨した面で Μ ο Κ α線によるフヱライ トの （ 2 0 0 ) 、 （ 2 1 0 ) 面積分強度とオーステナイ トの （ 2 0 0 ) 、 （ 2 2 0 ) 、 および （ 3 1 1 ) 面積分強 度から残留オーステナイ トを定量した。 残留オース テナイ ト率が 5 %以上を良好と した。 表 2、 表 3で は、 この残留オーステナイ ト体積率を残留 Τ 体積％ と表記した。
めっき密着性 ： 6 0 ° V曲げ試験で曲げ部のめっき剥離状況か ら評価。
◎ ： めっき剥離小 （剥離幅 3 m m未満） 〇 ： 実用上差し支えない程度の軽微な剥離
(剥離幅 3 m m以上 7 m m未満） Δ ： 相当量の剥離が見られるもの
(剥離幅 7 m m以上 1 0 m m未満） X ： 剥離が激しいもの （剥離幅 1 0 m m以上） めっき密着性は◎、 〇を合格と した。
めっき外観 ： 目視観察
◎ ： 不めっきやムラがなく均一外観
〇 ： 不めっきがなく実用上差し支えない程度の外観 ムラ
Δ ： 外観ムラが著しいもの
X ： 不めっきが発生、 かつ外観ムラが著しいもの めっき外観は◎、 〇を合格と した。
表 1
選 択 元 素
銅種 C S i Μη Ρ S Α1 Μο Ν Cu N i Cr Nb T i V B 区分
A 0. 080 0. 016 1. 47 0. 022 0. 010 1. 117 0. 155 0. 002 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0220 0. 0300 0. 0002 0. 0001本発明範囲
B 0. 088 0. 191 1. 42 0. 003 0. 010 1. 329 0. 099 0. 002 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0048 0. 0002 0. 0001本発明範囲
C 0. 098 0. 069 2. 80 0. 007 0. 010 0. 552 0. 140 0. 003 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0280 0. 0210 0. 0002 0. 0005本発明範囲
D 0. 109 0. 052 1. 29 0. 030 0. 002 0. 540 0. 235 0. 004 0. 2400 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0001本発明範囲
E 0. 133 0. 026 2. 56 0. 002 0. 010 0. 852 0. 050 0. 003 0. 0001 0. 0002 0. 4800 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0001本発明範囲
F 0. 135 0. 187 0. 80 0. 004 0. 013 0. 854 0. 168 0. 004 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0440 0. 0002 0. 0002 0. 0006本発明範囲
G 0. 136 0. 072 1. 91 0. 001 0. 012 1. 504 0. 111 0. 002 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0410 0. 0002 0. 0001本発明範囲
H 0. 195 0. 029 2. 44 0. 026 0. 023 1. 017 0. 300 0. 005 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0340 0. 0001 0. 0220 0. 0001本発明範囲
I 0. 184 0. 128 1. 38 0. 027 0. 019 0. 840 0. 102 0. 002 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0250 0. 0230 0. 0001本発明範囲
J 0. 190 0. 100 2. 32 0. 017 0. 009 0. 302 0. 061 0. 002 0. 0002 0. 1920 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0001本発明範囲 κ 0. 229 0. 067 1. 54 0. 006 0. 001 0. 300 0. 198 0. 002 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0420 0. 0330 0. 0002 0. 0005本発明範囲 し 0. 245 0. 051 0. 98 0. 007 0. 014 1. 656 0. 064 0. 003 0. 0002 0. 0002 0. 0001 0. 0640 0. 0002 0. 0002 0. 0001本発明範囲
Μ 0. 261 0. 140 1. 58 0. 002 0. 002 0. 388 0. 066 0. 010 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0780 0. 0002 0. 0001本発明範囲
Ν 0. 288 0. 169 1. 59 0. 004 0. 011 0. 912 0. 123 0. 002 0. 0002 0. 0002 0. 0001 0. 0230 0. 0250 0. 0270 0. 0005本発明範囲
0 0. 291 0. 013 1. 76 0. 017 0. 023 1. 024 0. 125 0. 003 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0670 0. 0001本発明範囲
Ρ 0. 300 0. 158 1. 98 0. 022 0. 015 0. 850 0. 098 0. 002 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0270 0. 0002 0. 0220 0. 0005本発明範囲
Q 0. 078 0. 110 1. 80 0. 020 0. 010 0. 508 0. 080 0. 003 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0001 比較例
R 0. 324 0. 100 2. 00 0. 020 0. 020 0. 070 0. 124 0. 001 0. 0002 0. 0002 0. 0001 0. 0330 0. 0290 0. 0002 0. 0005 比較例
S 0. 138 0. 320 1. 60 0. 020 0. 010 0. 896 0. 140 0. 004 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 3300 0. 0002 0. 0002 0. 0001 比較例
Τ 0. 129 0. 120 0. 40 0. 030 0. 020 0. 767 0. 060 0. 004 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 3800 0. 0002 0. 0001 比較例 υ 0. 141 0. 180 3. 20 0. 015 0. 022 0. 702 0. 134 0. 003 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0038 比較例
V 0. 134 0. 040 1. 70 0. 030 0. 020 0. 185 0. 080 0. 004 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0410 0. 0001 比較例
W 0. 174 0. 180 2. 22 0. 030 0. 020 1. 903 0. 100 0. 002 0. 0001 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0002 0. 0002 0. 0001 比較例
X 0. 124 0. 110 1. 70 0. 030 0. 020 0. 534 0. 025 0. 003 0. 0002 0. 0001 0. 0002 0. 0230 0. 0280 0. 0002 0. 0005 比較例
Υ 0. 155 0. 140 2. 02 0. 030 0. 020 0. 612 0. 320 0. 004 0. 0002 0. 0002 0. 0001 0. 0260 0. 0002 0. 0240 0, 0005 比較例
表 2 /製法 i )
焼戻マル
実験 残留 γ 穴拡げ率 めっき めっき
鋼 ¾ TS ( MPa ) EL ( % ) TS X EL テンサイ 区分 番号 体積（％) ( %) 密着性 外観
卜面積（％)
1 A 562 34 19040 8. 7 ≤0. 1 52 ◎ ◎ 比較例
2 B 590 33 19437 7. 9 ≤0. 1 50 〇 比較例
3 C 603 33 19833 9. 5 ≤0. 1 50 ◎ ◎ 比較例
4 D 666 30 19950 5. 1 ≤0. 1 48 ◎ ◎ 比較例
5 E 607 34 20570 9. 2 ≤0. 1 52 ◎ ◎ 比較例
6 F 633 34 21488 11. 5 ≤0. 1 51 Δ 〇 比較例
7 G 621 35 21700 12. 4 ≤0. 1 52 ◎ ◎ 比較例
8 H 632 30 18900 5. 1 ≤0. 1 50 Ο 比較例
9 I 646 34 21930 12. 4 ≤0. 1 50 〇 ◎ 比較例
10 J 625 34 21182 9. 8 ≤0. 1 50 Ο 比較例
11 κ 702 28 19628 9. 9 ≤0. 1 47 ◎ ◎ 比較例
12 L 686 29 19865 9. 4 ≤0. 1 47 ◎ ◎ 比較例
13 M 714 27 19224 5. 2 ≤0. 1 47 〇 ◎ 比較例
14 N 796 26 20670 12. 5 ≤0. 1 45 〇 比較例
15 0 634 33 20856 13. 2 ≤0. 1 50 ◎ ◎ 比較例
16 P 816 26 21190 12. 4 ≤0. 1 45 〇 ◎ 比較例
17 Q 525 26 13598 2. 3 ≤0. 1 45 〇 ◎ 比較例
18 R 796 19 15105 8. 5 ≤0. 1 30 Δ. 〇 比較例
19 S 619 20 12380 6. 4 ≤0. 1 48 X X 比較例
20 T 515 26 13364 —2.- 2 ≤0. 1 45 〇 ◎ 比較例
21 U 770 19 14592 5. 4 ≤0. 1 21 X 比較例
22 V 502 31 15531 2. 3 ≤0. 1 51 ◎ ◎ 比較例
23 w 614 28 17192 8. 9 ≤0. 1 53 X Δ. 比較例
24 X 531 35 18550 1. 5 ≤0. 1 56 Δ. Ο 比較例
25 Y 691 25 17225 2. 1 ≤0. 1 41 △ Δ 比較例
表 3 /製法 i i )
Figure imgf000020_0001
実施例 2
表 1に記載の本発明成分範囲の Α， I ， Ρの鋼を真空溶解炉にて 溶解 · 铸造した鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延におい て 8 8 0 °Cの温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却し、 6 0 0 °Cの卷き取り温度で巻き取り、 その温度に 1時間保持する卷 き取り熱処理を再現した。 得られた熱延鋼板を研削によ りスケール 除去し、 7 0 %の圧下率で冷間圧延を施し、 その後連続焼鈍シミ ュ レーターを用い、 7 7 ◦ °Cの温度に加熱後、 その温度に 7 4秒間保 持する連続焼鈍を行い、 1 0 °C Z sで 4 5 0 °Cまで冷却し、 その後 、 4 0 0 °Cの温度で 1 8 0秒保持の過時効処理を行い、 次いでマル テ ンサイ ト変態点以下まで冷却した鋼板に以下の 5種類の実験を行 つた。
実験 1 (本発明例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0. 5 g /m2を実施
実験 2 (本発明例） 酸洗なしで、 N i プレめっきを 0. 5 g /m 2を実施
実験 3 (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0. 0 0 5 g /m2を実施
実験 4 (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきなし 実験 5 (本発明例） 酸洗なしで、 N i プレめっきなし
その後、 連続溶融亜鉛めつきライ ンの入側での表面清浄相当と し てブラシ研削を行った後、 5 0 0 °Cの温度に加熱して溶融亜鉛めつ き、 更に合金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、 1 %の調 質圧延を行って製品と した。 この製品のめっき密着性、 めっき外観 の各種特性を表 4に示した。
表 4 酸洗、 プレメ ツキ条件差
めっき めっき
実験番号 鋼種 区分
密着性 外観
① A ◎ ◎ 本発明
② A ◎ 〇 本発明
③ A 比較例
④ A A X 比較例
⑤ A ◎ 〇 本発明
① I ◎ ◎ 本発明
② I ◎ 〇 本発明
③ I X 比較例
④ I X X 比較例
⑤ I 〇 〇 本発明
① P ◎ ◎ 本発明
② P ◎ 〇 本発明
③ P X 比較例
④ P X X 比較例
⑤ P 〇 〇 本発明 実施例 1 では、 表 3の本発明は表 2の同じ実験番号の比較例に対 し、 焼き戻しマルテンサイ 卜が増加したこ とによ り穴拡げ性が向上 している。 加えて、 酸洗、 プレメ ツキによ り めつき密着性、 めっき 外観が向上している。 表 3の比較例は、 酸洗、 プレメ ツキによ り め つき密着性、 めっき外観は向上しているものの、 そもそも成分が本 発明の範囲を外れているため TS、 TS X E1、 穴拡げ率の何れかが合格 値を満たしていない。
実施例 2の酸洗、 プレメ ツキ条件差では、 実験 1 、 実験 2、 実験 5によ り プレメ ツキによ り めつき密着性、 めっき外観が大きく 向上 し、 更にプレメ ツキ前に酸洗があった方が好ま しい。 実験 3によ り プレメ ッキの量が少ないと効果がなく 、 実験 4によ り酸洗のみでは 逆に悪化する。 酸洗のみの場合、 かえってめっき密着性、 めっき外 観が悪化するのは、 表面が活性化し過ぎたまま連続溶融亜鉛めつき の加熱工程で加熱されるため、 再度鋼板の S i , M n等の酸化物が 鋼板表面に発生してめっき性を悪化させるためと思われる。
実施例 3
表 5に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶解 · 铸造し た鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延において 8 8 0 °Cの 温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却し、 6 0 0 °Cの卷 き取り温度で巻き取り、 その温度に 1 時間保持する巻き取り熱処理 を再現した。 得られた熱延鋼板を研削によ り スケール除去し、 7 0
%の圧下率で冷間圧延を施し、 その後連続焼鈍シ ミ ュ レーターを用 い、 7 7 0 °Cの温度に加熱後、 その温度に 7 4秒間保持する連続焼 鈍を行った。 次いで 1 0 °C s で 4 5 0 °Cまで冷却し、 以下に述べ る 2種類の製造方法、 すなわち、 従来法と本発明方法にて亜鉛めつ き鋼板を製造した。
( 1 ) 従来法 上述した 4 5 0 °Cまでの冷却の後に、 酸洗処理、 およびプレめつ きの何れも施すこ となく 5 0 0 °Cの温度で溶融亜鉛めつき、 更に合 金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、 1 %の調質圧延を行 つて製品と した。 この製品の機械的性質、 金属組織、 穴拡げ性、 め つき密着性等の各種特性を表 6 (製法 i ) ) に示した。
( 2 ) 本発明方法
上述した 4 5 0 °Cまでの冷却の後に、 4 0 0 °Cの温度で 1 8 0秒 保持の過時効処理を行い、 その後マルテンサイ ト変態点以下まで冷 却し、 次いで 5 %塩酸にて酸洗処理し、 鋼板片面当たり 0. 5 g Z m2の N i プレめっきを行った後、 5 0 0 °Cの温度に加熱して溶融 亜鉛めつき、 更に合金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、 1 %の調質圧延を行って製品と した。 この製品の機械的性質、 金属 組織、 穴拡げ性、 めっき密着性等の各種特性を表 7 (製法 i i ) ) に示した。
なお、 表 6、 表 7において示す引張強度 （T S ) 、 穴拡げ率、 金 属組織、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 めっき密 着性、 めっき外観の試験 · 分析方法は以下に記述する通りである。 • 引張強度 ： J I S 5号引張試験片の L方向引張にて評価した。
T S力 S 5 4 0 MP a以上で、 かつ T S X E 1 (%) の積が 1 8， O O O MP a以上を合格と した。
• 穴拡げ率 ： 日本鉄鋼連盟規格、 J F S T 1 0 0 1 - 1 9 9 6 穴拡げ試験方法を採用。 Ι Ο πιπι φの打ち抜き穴 （ ダイ内径 1 0. 3 mm、 ク リ アラ ンス 1 2. 5 %) に頂角 6 0 ° の円錐ポンチを打ち抜き穴のバリ が外 側になる方向に 2 0 mm/m i nで押し拡げ成形す る。
穴拡げ率 ： ； L ( % ) = { D— D 0 } X 1 0 0 D : 亀裂が板厚を貫通したときの穴径 （mm)
Do： 初期穴径 （mm)
穴拡げ率は 5 0 %以上を合格と した。
金属組織 ： 光学顕微鏡での観察、 および X線回折による残留ォ ーステナイ ト率測定。 フェライ トはナイ タールエツ チング、 マルテンサイ ト はレペラ一エ ッチングにて 観察した。
焼き戻しマルテンサイ ト率 ： 焼き戻しマルテンサイ 卜の定量化 はレペラ一エッチングで、 試料を研磨 （アルミ ナ仕 上） し、 腐食液 （純水、 ピロ亜硫酸ナ ト リ ウム、 ェ チルアルコール、 ピク リ ン酸の混合液） に 1 0秒間 浸した後、 再度研磨を実施し、 水洗い後試料を冷風 にて乾燥させる。 乾燥後試料の組織を 1000倍にて 10 0 πιΧΐΟΟμ mのエリ ァをルーゼック ス装置によ り面 積測定して焼戻マルテンサイ トの面積％を決定した 。 表 6、 表 7では、 この焼き戻しマルテンサイ ト面 積率を焼戻マルテンサイ ト面積％と表記した。
残留オーステナイ ト率 ： 供試材板の表層よ り 1 Z 4厚まで化学 研磨した面で Μ ο Κ α線によるフェライ トの （ 2 0 0 ) 、 （ 2 1 0 ) 面積分強度とオーステナイ トの （ 2 0 0 ) 、 （ 2 2 0 ) 、 および （ 3 1 1 ) 面積分強 度から残留オーステナイ トを定量した。 残留オース テナイ ト率が 5 %以上を良好と した。 表 6、 表 7で は、 この残留オーステナイ ト体積率を残留 γ体積％ と表記した。
めっき密着性 ： 6 0 ° V曲げ試験で曲げ部のめっき剥離状況か ら評価。 ◎ ： めっき剥離小 （剥離幅 3 mm未満）
〇 ： 実用上差し支えない程度の軽微な剥離
(剥離幅 3 mm以上 7 mm未満） △ ： 相当量の剥離が見られるもの
(剥離幅 7 mm以上 1 0 mm未満） X ： 剥離が激しいもの （剥離幅 1 0 m m以上） めっき密着性は◎、 〇を合格と した。
めっき外観 ： 目視観察
◎ ： 不めっきやムラがなく均一外観
〇 ： 不めっきがなく実用上差し支えない程度の外観 ムラ
△ ： 外観ムラが著しいもの
X ： 不めっきが発生、 かつ外観ムラが著しいもの めっき外観は◎、 〇を合格と した。
表 5
選択元素
鋼種 C Si Μη Ρ S Α1 Μο Ν Cu Ni Cr Nb Ti V B 区分
A 0.120 0.46 1.39 0.029 0.020 0.64 0.07 0.003 0.0000 0.0001 0.0000 0.0220 0.0250 0.0002 0.0001 本発明範囲
B 0.183 0.42 1.37 0.002 0.010 1.72 0.09 0.003 0.0003 0.0000 0.0002 0.0290 0.0002 0.0002 0.0005 本発明範囲
C 0.187 0.56 3.45 0.023 0.003 1. 4 0.11 0.002 0.0002 0.0002 0.0000 0.0002 0.0310 0.0002 0.0001 本発明範囲
D 0.198 0.25 2.57 0.011 0.012 0.99 0.32 0.003 0.0360 0.0210 0.0003 0.0002 0.0002 0.0002 0.0001 本発明範囲
E 0.209 0.26 1.60 0.016 0.012 1.66 0.30 0.001 0.0002 0.0001 0.0003 0.0260 0.0380 0.0002 0.0005 本発明範囲
F 0.221 0.32 1.72 0.020 0.024 1.26 0.25 0.002 0.0003 0.0003 0.0004 0.0002 0.0002 0.0300 0.0001 本発明範囲
G 0.223 0.20 3.50 0.018 0.030 0.58 0.07 0.002 0.0002 0.0250 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.0001 本発明範囲
H 0.225 0.53 2.34 0.021 0.013 1.42 0.13 0.003 0.0003 0.0002 0.0004 0.0270 0.0002 0.0330 0.0001 本発明範囲
I 0.253 0.80 1.46 0.017 0.012 1.60 0.11 0.010 0.0001 0.0002 0.0001 0.0002 0.0250 0.0210 0.0001 本発明範囲
J 0.253 0.30 2.80 0.022 0.004 0.81 0.05 0.000 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.0005 本発明範囲
K 0.296 0.49 3.15 0.019 0.019 0.77 0.19 0.003 0.0002 0.0001 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.0001 本発明範囲 し 0.299 0.29 1.20 0.025 0.000 1.30 0.28 0.000 0.0003 0.0004 0, 0000 0.0220 0.0240 0.0110 0.0001 本発明範囲
Μ 0.309 0.45 1.32 0.022 0.026 0.90 0.35 0.003 0.0001 0.0003 0.0320 0.0002 0.0002 0.0002 0.0001 本発明範囲
Ν 0.324 0.23 2.87 0.014 0.004 1.39 0.10 0.000 0.0003 0.0000 0.0002 0.0002 0.0240 0.0002 0.0001 本発明範囲
0 0.336 0.44 2.19 0.006 0.001 0.76 0.30 0.000 0.0004 0.0000 0.0002 0.0260 0.0002 0.0190 0.0005 本発明範囲
Ρ 0.350 0.70 2.88 0.022 0.022 0.25 0.29 0.000 0.0001 0.0001 0.0001 0.0002 0.0002 0.0270 0.0005 本発明範囲
Q 0.110 0.60 2.18 0.018 0.023 1.04 0.13 0.001 0.0001 0.0002 0.0002 0.0002 0.0410 0.0002 0.0001 比較例
R 0.390 0.30 1.59 0.026 0.011 1.68 0.33 0.002 0.0000 0.0003 0.0002 0.0230 0.3800 0.0002 0.0005 比較例
S 0.222 0.81 2.77 0.005 0.004 1.66 0.19 0.003 0.0003 0.0002 0.0002 0.0002 0.0002 0.3500 0.0001 比較例
Τ 0.317 0.38 0.71 0.025 0.005 0.64 0.19 0.001 0.0001 0.0002 0.0002 0.0002 0.0220 0.0260 0.0001 比較例 υ 0.293 0.23 3.70 0.016 0.011 0.86 0.12 0.002 0.0002 0.0002 0.0002 0.3600 0.0220 0.0002 0.0005 比較例
V 0.186 0.27 1.73 0.002 0.025 0.23 0.10 0.003 0.0001 0.0001 0.0003 0.0280 0.0002 0.0250 0.0001 比較例
V 0.261 0.26 1.32 0.006 0.018 1.83 0.20 0.001 0.0001 0.0000 0.0003 0.0002 0.0002 0.0002 0.0036 比較例
X 0.244 0.24 3.07 0.014 0.006 1.18 0.04 0.001 0.0002 0.0003 0.0000 0.0220 0.0290 0.0002 0.0001 比較例
Υ 0.155 0.54 2.06 0.024 0.007 0.74 0.37 0.003 0.0001 0.0000 0.0004 0.0002 0.0002 0.0330 0.0005 比較例
焼戻マル
実験 残留 Y 穴拡げ率 めっき めっき
銅 ¾ TS ( MPa ) EL ( % ) TSxEL テンサイ 区分 番号 体積（％) ( %) 密着性 外観
ト面積（％)
1 A 601 35 21035 9. 5 ≤0. 1 55 比較例
2 B 666 33 21978 7. 5 ≤0. 1 52 Δ. A 比較例
3 C 768 30 23040 11. 4 ≤0. 1 48 Δ. X 比較例
4 D 770 26 20020 7. 2 ≤0. 1 45 〇 〇 比較例
5 E 813 27 21951 7. 3 ≤0. 1 45 〇 〇 比較例
6 F 807 25 20175 7. 9 ≤0. 1 43 〇 〇 比較例
7 G 795 26 20670 8. 1 ≤0. 1 45 Δ 比較例
8 H 827 28 23156 13. 5 ≤0. 1 46 〇 Δ 比較例
9 I 845 27 22815 12. 7 ≤0. 1 46 X X 比較例
10 J 874 22 19228 7. 1 ≤0. 1 41 〇 〇 比較例
11 K 856 26 22256 10. 0 ≤0. 1 45 比較例
12 L 954 21 20034 7. 2 ≤0. 1 41 〇 〇 比較例
13 M 938 21 19698 7. 1 ≤0. 1 41 比較例
14 N 924 23 21252 10. 2 ≤0. 1 41. 比較例
15 0 965 20 19300 8. 2 ≤0. 1 41 〇 〇 比較例
16 P 944 23 21712 11. 5 ≤0. 1 42 Δ X 比較例
17 Q 585 30 17550 3. 2 ≤0. 1 48 _ X 比較例
18 R 984 18 17712 6. 8 ≤0. 1 38 Δ Δ_ 比較例
19 S 1025 17 17425 8. 2 ≤0. 1 38 X X 比較例
20 T 557 31 17267 2. 1 ≤0. 1 47 〇 Δ 比較例
21 U 875 20 17500 7. 4 ≤0. 1 37 Δ Δ 比較例
22 V 662 25 16550 1. 2 ≤0. 1 44 〇 〇 比較例
23 W 826 21 17346 10. 2 ≤0. 1 39 Δ X 比較例
24 X 722 23 16606 1. 2 ≤0. 1 40 Ο Ο 比較例
25 Y 615 24 14760 0. 2 ≤0. 1 39 Δ. 比較例
表 7ノ製法 ii)
Figure imgf000028_0001
実施例 4
表 5に記載の本発明成分範囲の E， H, Pの鋼を真空溶解炉にて 溶解 ' 铸造した鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延におい て 8 8 0 °Cの温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却し、 6 0 0 °Cの卷き取り温度で卷き取り、 その温度に 1時間保持する卷 き取り熱処理を再現した。 得られた熱延鋼板を研削によ りスケール 除去し、 7 0 %の圧下率で冷間圧延を施し、 その後連続焼鈍シミュ レーターを用い、 7 7 0 °Cの温度に加熱後、 その温度に 7 4秒間保 持する連続焼鈍を行い、 1 0 °CZ s で 4 5 0 °Cまで冷却し、 その後 、 4 0 0 °Cの温度で 1 8 0秒保持の過時効処理を行い、 次いでマル テンサイ ト変態点以下まで冷却した鋼板に以下の 5種類の実験を行 つた。
実験 1 (本発明例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0. 5 g Zm2を実施
実験 2 (本発明例） 酸洗なしで、 N i プレめっきを 0. 5 g Zm 2を実施
実験 3 (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0. 0 0 5 g Zm2を実施
実験 4 (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきなし 実験 5 (本発明例） 酸洗なしで、 N i プレめっきなし
その後、 連続溶融亜鉛めつきライ ンの入側での表面清浄相当と し てブラシ研削を行った後、 5 0 0 °Cの温度に加熱して溶融亜鉛めつ き、 更に合金化溶融亜鉛めつき処理し、 常温まで冷却後、 1 %の調 質圧延を行って製品と した。 この製品のめっき密着性、 めっき外観 の各種特性を表 8に示した。
表 8ノ酸洗、 プレメ ツキ条件差
Figure imgf000030_0001
実施例 3では、 表 7の本発明は表 6の同じ実験番号の比較例に対 し、 焼き戻しマルテンサイ トが増加したことによ り穴拡げ性が向上 している。 加えて、 酸洗、 プレメ ツキによ りめつき密着性、 めっき 外観が向上している。 表 3の比較例は、 酸洗、 プレメ ツキによ りめ つき密着性、 めっき外観は向上している ものの、 そもそも成分が本 発明の範囲を外れているため TS、 TS X E 1、 穴拡げ率の何れかが合格 値を満たしていない。
実施例 4の酸洗、 プレメ ツキ条件差では、 実験 1、 実験 2、 実験 5によ りプレメ ツキによ りめつき密着性、 めっき外観が大きく 向上 し、 更にプレメ ツキ前に酸洗があった方が好ましい。 実験 3によ り プレメ ツキの量が少ないと効果がなく 、 実験 4によ り酸洗のみでは 逆に悪化する。 酸洗のみの場合、 かえってめっき密着性、 めっき外 観が悪化するのは、 表面が活性化し過ぎたまま連続溶融亜鉛めつき の加熱工程で加熱されるため、 再度鋼板の S i , M n等の酸化物が 鋼板表面に発生してめっき性を悪化させるためと思われる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 自動車部品および家電部品等に使用されるめつ き密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板を提供 するこ とが可能とな り、 しかも品種転換や各種メーカーの生産増等 による生産変化、 緊急かつ短納期の大量の受注 生産がある場合で も柔軟に対応するこ とが可能となる。

Claims

1. C ： 0. 0 8 ~ 0. 3 5 %、 S i : 1. 0 %以下、 M n : 0 . 8〜 3. 5 %、 P ： 0. 0 3 %以下、 S ： 0. 0 3 %以下、 A 1
: 0. 2 5〜： I . 8 %、 M o : 0. 0 5〜 0. 3 5 %、 N : 0. 0
1 0 %以下を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物からなる溶融
さ青
亜鉛めつき鋼板であって、 前記鋼板の金属組織がフヱライ ト、 ペイ ナイ ト と面積率で 0. 5 %以上 1 0 %以下の焼戻しマルテンサイ ト および体積率で 5 %以上の残留オーステナイ トを有するこ とを特徴 とするめっき密着性および穴拡げ性に範優れた溶融亜鉛めつき高強度 鋼板。
2. 請求項 1記載の鋼成分を有するスラブを熱延後、 4 0 0〜 7 5 0 °Cの温度で卷取り後冷却し、 その後連続焼鈍工程にて 6 8 0〜 9 3 0 °Cの温度で焼鈍した後、 マルテンサイ ト変態点以下まで冷却 し、 次いで、 溶融亜鉛めつきを施すに際し、 2 5 0〜 6 0 0 °Cに加 熱後、 溶融亜鉛めつき処理を施すこ とを特徴とするめつき密着性お よび穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法。
3. 前記連続焼鈍工程のマルテンサイ ト変態点以下まで冷却した 後に、 酸洗し或いは酸洗するこ となく 、 N i ， F e， C o， S n , C uのう ちに 1種または 2種以上のプレめっきを鋼板片面あたり 0 . 0 1〜 2. 0 g Zm2施すこ とを特徴とする請求項 2記載のめつ き密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造 方法。
4. 前記溶融亜鉛めつき工程の後に、 亜鉛めつき層を合金化する こ とを特徴とする請求項 2記載のめっき密着性および穴拡げ性に優 れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法。
5. 前記亜鉛めつき層または合金化亜鉛めつき層上に、 更にク ロ メー ト処理、 無機皮膜処理、 化成処理、 樹脂皮膜処理の何れか 1種 または 2種以上の後処理を施すこ とを特徴とする請求項 2または 4 記載のめっき密着性および穴拡げ性に優れた溶融亜船めつき高強度 鋼板の製造方法。
6. 請求項 1記載の溶融亜鉛めつき高強度鋼板が、 更に、 質量％ で、 T i : 0. 0 1〜 0. 3 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 3 0 %のう ちの 1種または 2 種以上を含有するこ とを特徴とするめつき密着性および穴拡げ性に 優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板。
7. 請求項 2記載の溶融亜鉛めつき高強度鋼板が、 更に、 質量％ で、 T i : 0. 0 1〜 0. 3 %、 N b ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 C u ： 1 %以下、 N i ： 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 B : 0. 0 0 0 1〜 0. 0 0 3 0 %のう ちの 1種または 2 種以上を含有するこ とを特徴とするめつき密着性および穴拡げ性に 優れた溶融亜鉛めつき高強度鋼板の製造方法。
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