WO2008123267A1 - 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2008123267A1
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hot
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Tatsuya Nakagaito
Yoshitsugu Suzuki
Shusaku Takagi
Saiji Matsuoka
Takashi Kawano
Yoshiharu Sugimoto
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Jfe Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability for members used in industrial fields such as automobiles and electricity.
  • Patent Document 1 proposes a high strength steel sheet with excellent hot-spreading capability
  • Patent Documents 2 to 4 provide a high strength steel sheet with excellent hot-plating adhesion and ductility. It has been proposed.
  • Patent Documents 2 to 4 include residual austenite, so the elongation characteristics are high, but there are cases where cracking occurs during secondary processing and the shape freezing property of molded parts is inferior to ferrite + martensite steel. is there.
  • Non-Patent Document 1 will be described in the [Disclosure of the Invention] section.
  • Patent Document 1 Japanese Patent Laid-Open No. 2005-256089
  • Patent Document 2 JP 2005-200690
  • Patent Document 3 JP 2005-200694
  • Patent Document 4 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2006-299344
  • the problem in the present invention is that it has high formability equal to or higher than that of a conventional high-strength hot-dip galvanized copper sheet, and has the same cost and manufacturability as a conventional high-strength hot-dip galvanized steel sheet. It is to obtain a high-strength molten dumbbell steel plate and its manufacturing method.
  • A1 is limited to the level used for normal deoxidation, TS X total elongation ⁇ 1500 OMPa ⁇ %, TSX hole expansion rate It is to obtain a high-strength, fusion-bonded steel sheet having excellent formability of 45000 MPa ⁇ % and a method for producing the same.
  • parts for automotive body use have increased in number of complex shapes. Die 3 Total stretch ⁇ 1 500 OMP a ⁇ %, TS X hole expansion rate 45000MPa ⁇ % Satisfying the requirements makes it possible to manufacture many parts using high-tensile steel sheets.
  • the inventors first examined the influence of the steel sheet structure on the TSX hole expansion ratio and TSX total elongation for various steel sheets. As a result, there was a correlation between the distribution of nano-hardness of the tissue in the copper plate and the TS X hole expansion rate. In other words, the TSX hole expansion ratio is high when the standard deviation of the nano hardness at the position of the thickness 14 where the structure fraction and hardness are measured as a typical part of the steel sheet structure is 1.50 GPa or less. I found. "Here, nano hardness is the hardness measured using Hy Sitron's TR I BO SCOPE with a load of 1 000 ⁇ . Specifically, 7 points at 5 / zm pitch are measured in 7 rows. Measurements were made around 50 points, and the standard deviation was determined.
  • Vickers hardness is a well-known technique for measuring microstructure hardness.
  • the minimum value of the applied load is 0.5 gf
  • the hard martensite has an indentation size of 1 to 2 m, making it impossible to measure the hardness of fine phases.
  • the martensite has a hierarchical structure of packets, blocks, and ras within the organization, and bait Since it has a cocoon layer structure called “subunit”, as clarified in Non-Patent Document 1, the hierarchy that affects the hardness measured by the indentation size is different. For example
  • the result of evaluation with an indentation size of 1 ⁇ m or less is different from the result of evaluation with an indentation size of 10 / im or more that can be measured with a Vickers hardness tester, and the correlation between the material and Vickers hardness or nanohardness is not the same. Absent. Under the conditions measured in the present invention, the length of one side of the indentation is 300 to 800 nm, and it has been found that reducing the standard deviation of the nano hardness improves the hole expansion rate.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • the copper plate structure includes ferrite with an area ratio of 20% or more, tempered martensite, tempered bainite, and bait with a total area ratio of 10% or more. Excellent formability, characterized by a total area ratio of tempered martensite, tempered bainite and bainite of 90% or more, and a standard deviation of nano hardness of 1.50 GPa or less High strength hot dip galvanized steel sheet.
  • the steel according to any one of (1) to (3) above is selected by mass% from T i: 0.01 to 0.20% and Nb: 0.01 to 0.10% 1
  • the copper according to any one of the above (1) to (4) is characterized by further containing, by mass%, B: 0.0002 to 0.00% by weight (1) to (4 Or a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent formability. '
  • the steel described in any of the above (1) to (5) is one type selected from Ca: 0.001 to 0.005% and REM: 0.001 to 0.005% by mass. Or a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability according to any one of (1) to (5), further comprising two or more elements.
  • the steel sheet structure has a total area ratio of residual austenite and martensite of 5% or less. High strength with excellent formability according to any one of (1) to (6) Hot dip galvanized steel sheet.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to any one of the above (1) to (7), wherein the surface area of the surface layer of the plated steel from the Z-level iron interface to the depth of 0.5 / zm is A high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in formability, characterized in that both the average solid solution Si amount and the average solid solution Mn amount are 0.5 mass% or less.
  • a high-strength galvannealed steel sheet with 7-15% Fe% in the high-strength hot-dip galvanized steel sheet, and a depth of 0.5% from the clasp / steel interface The average solid solution Si amount in the surface layer of the iron steel in the region up to / m is 70 to 90% of the Si amount of the base material average composition, and the average solid solution Mn amount is the Mn amount of the base material average composition. 50-90%
  • continuous molten zinc plating having a direct-fired furnace type or non-oxidizing furnace type heating zone
  • the heating zone is heated so that the average heating rate from 4003 ⁇ 4 to the heating zone exit side temperature is 10 ° C / s or more and the heating zone exit j3 ⁇ 4 degree is 600 ° C or more, and then the reduction zone
  • High formability with high formability characterized by applying hot dip galvanizing after holding to 1 s or longer after heating to below, or alloying treatment of hot dip galvanizing
  • the standard deviation of nano hardness is less than 1.50 GPa:
  • Nanohardness 1 Thickness 1 When measuring about 50 points near 4 positions, if the standard deviation of nanohardness exceeds 1.5 OGP a, TSX hole expansion ratio ⁇ 4500 OMP a ⁇ % cannot be achieved. 50GP or less. Preferably 1. OGP a or less. The standard deviation ⁇ was obtained from Equation (1) for ⁇ pieces of hardness data X.
  • C is an element that stabilizes austenite, and it is easy to generate hard phases other than ferrite, i.e., martensite, bainite, residual austenite, tempered martensite, and tempered bainite. It is an element necessary to increase the strength and improve the TS-elongation balance (TSX elongation) by combining the tissues. If the amount of C is less than 0.05%, even if the production conditions are optimized, it is difficult to secure phases other than ferrite, and TSX elongation decreases. On the other hand, if the C content exceeds 0.30%, the welded part and the heat-affected zone are significantly hardened, and the mechanical properties of the welded part deteriorate. From this point of view, the C content should be in the range of 0.05 to 0.30%. Preferably, it is 0.08% to 0.15%.
  • Si is an effective element for strengthening steel.
  • Si has the effect of reducing the standard deviation of nanohardness in the composite structure copper.
  • details are unknown, it is estimated that Si is unlikely to increase the nanohardness of the hard phase when trying to obtain a steel sheet with the same tensile strength.
  • it is a ferrite-forming element, it promotes the concentration of C in the austenite, so that it is a hard phase other than ferrite, that is, martensite, bainite, residual austenite, tempered martensite, and tempered. It is easy to form bainite and improves the TSX elongation of high strength steel by obtaining a composite structure of ferrite + hard phase.
  • the solid solution Si in ferrite has the effect of improving the TS X total elongation and hole expandability of the steel sheet. This effect is obtained by addition exceeding 0.60 ° / 0 .
  • Si exceeds 2.0% the formability and toughness deteriorate due to the increase in the amount of solid solution in the ferrite, and surface properties and hot-dip plating adhere due to the occurrence of red scale. Cause sexual degradation. Therefore, the Si amount is set to exceed 0.60 to 2.0%. Preferably it is 0.80 to 1.5%.
  • Mn 0.50 to 3 50% Mn is an effective element for strengthening steel. It is an element that stabilizes austenite and is necessary for increasing the volume of phases other than ferrite, ensuring strength, and improving TSX elongation. This effect is obtained when Mn is 0.50% or more. On the other hand, when Mn is added in excess of 3.50%, ductility deterioration of the ferrite due to excessive hard phase fraction and solid solution strengthening becomes remarkable, and formability deteriorates. Therefore, 3. 50% or less. The preferred range is 1.5% to 3.0%.
  • P is an element effective for strengthening copper, and this effect is obtained when P: 0.003% or more. However, if it is added excessively over 0.100%, it will cause embrittlement due to segregation at the grain boundaries, which will deteriorate the impact resistance. Therefore, the P amount is set to 0.003% to 0.100%.
  • Mn S is an inclusion such as Mn S, which may cause deterioration of impact resistance and cracking along the metal flow of the weld. It should be as low as possible. As below, 0.003% or less is preferable because the spreadability is remarkably improved at 0.003% or less.
  • a 1 0.010 to 0.06%
  • a 1 fixes oxygen in steelmaking and slabs and suppresses the occurrence of defects such as slab cracking. The effect is observed with the addition of 0.010%. However, if added in a large amount, the risk of steel piece cracking during continuous forging increases and productivity decreases. Also, to increase the alloy cost, it is set at 0.06% or less.
  • the total amount of N exceeds 0.007%, the coarse A 1 N inside the copper plate increases and the fatigue characteristics deteriorate rapidly. Therefore, it is set to 0.007% or less.
  • the above component composition is an essential component and the balance is iron and unavoidable impurities, but the following component composition can be appropriately contained.
  • Cr suppresses the formation of pearlite soot when cooled from the annealing temperature, facilitates the formation of martensite, bainite, retained austenite, tempered martensite, and tempered bait, and improves TSX elongation. This effect is obtained at 0.005% or more. However, if it exceeds 2.00%, the effect will saturate, which will increase costs. Therefore, it is specified as 0. 05% to 2.00%.
  • V suppresses the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature, makes it easier to produce manoletensite, bainite, residual austenite, tempered martensite, and tempered veinite, and improves TS X elongation. .
  • This effect is obtained at 0. Q 05% or more. However, if it exceeds 2.00%, the effect will saturate, which will increase costs. Therefore, it is defined as 0.005% to 2.00%.
  • Mo suppresses the formation of pearlite when cooled from the annealing temperature, makes it easier to produce martensite, baitite, retained austenite, tempered martensite, and tempered bait, and improves TS X elongation. This effect is obtained at 0.005% or more. However, if it exceeds 2.00%, the effect will saturate, which will increase costs. Therefore, it is defined as 0. 05% to 2.00%.
  • Ni suppresses the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature, facilitates the formation of martensite, bainite, residual austenite, tempered martensite, and tempered veinite, and improves TSX elongation. .
  • This effect is obtained at 0.005% or more. However, if it exceeds 2.0%, the effect will saturate, which will increase the cost. Therefore, it is defined as 0.005% to 2.00%.
  • Cu suppresses the formation of pearlite when cooled from the annealing temperature, facilitates the formation of martensite, bainite, residual austenite, tempered martensite, and tempered vein, and improves TSX elongation. This effect is obtained at 0.005% or more. However, if it exceeds 2.00%, the effect will saturate and cause an increase in cost. Therefore, it is specified as 0.0.05% to .2.00%.
  • T i 0.01 to 0.2% and Nb: 0.01 to 0.1%
  • T i is effective for strengthening steel, and it is possible to deposit carbides and precipitates more evenly and to strengthen ferrite. Therefore, the standard deviation of nano hardness can be reduced, and the TSX hole expansion rate is improved. To do. This effect can be obtained at 0.01% or more, but if it exceeds 0.2%, the effect will be saturated, resulting in a cost increase. Therefore, it is set to 0.01% to 0.2%.
  • Nb is effective in strengthening steel, and it can precipitate carbides and precipitates more uniformly and strengthen the ferrite ground, so the standard deviation of nano hardness can be made smaller and the TS X hole expansion rate improved. To do. This effect can be obtained at 0.01% or more, but if it exceeds 0.1%, the effect will be saturated, resulting in a cost increase. Therefore, it is set to 0.0 1% to 0.1%.
  • B has the effect of suppressing the formation of ferrite from the austenite grain boundary and increasing the strength.
  • the effect is obtained at 0.0002% or more. However, if it exceeds 0.0050%, the effect will be saturated, resulting in a cost increase. Therefore, it is set to 0.0002% to 0.005%.
  • C a 0.001 to 0.005% and REM: 0.001 to 0.005% or one or more selected from
  • C a 0.001 to 0.005%
  • Ca has the effect of improving the elongation and hole expansion ratio, that is, improving the formability by improving the local ductility.
  • the effect is obtained at 0.001% or more and saturates at 0.005%. Therefore, it is set to 0.001% to 0.005%.
  • REM has the effect of contributing to improvement of elongation and hole expansion rate, that is, improvement of formability by improving local ductility.
  • the effect is obtained above 0.001% and saturates at 0.005%. Therefore, it is set to 0.001% to 0.005%.
  • Ferrite has an area ratio of 20% or more:
  • the area ratio of ferrite is 20% or more, preferably 50% or more.
  • Tempered martensite, tempered bainite and bainitic total area ratio is 10% or more:
  • the total area ratio of these phases is set to 10% or more. However, if these phases are contained excessively, the TSX elongation decreases, so the total area ratio of the structure is preferably 50% or less.
  • the total area ratio of ferrite, tempered martensite, tempered bait and bait is 90% or more:
  • the total area ratio of these phases is less than 90%, the TS X hole expansion ratio decreases. For this reason, the total area ratio of these phases is 90% or more, preferably 95% or more.
  • the total area ratio of residual austenite and martensite is 5% or less:
  • the TS X hole expansion ratio is remarkably improved.
  • it is 3% or less.
  • High-strength hot-dip galvanized steel sheets that are not alloyed after molten dumbbell plating have an average solid solution S i amount and average solid solution in the surface layer of the steel from 0.5 to // m in depth from the plated iron interface.
  • the Mn content is 0.5 mass% or less.
  • the area that undergoes internal oxidation in the manufacturing process is sufficient for securing plating characteristics if it is the surface layer of the area from the plating base metal interface to a depth of 0.5 m, so we focused on composition control in this area. .
  • Plating that can withstand actual use if the amount of solid solution Si and solid solution Mn is 0.5% by mass or less in the iron and steel in the region from the plating / steel interface to a depth of 0.5 / zm, respectively. Adhesion can be secured and non-plating can be prevented, but if it exceeds 0.5 mass%, non-plating may occur or plating adhesion may deteriorate.
  • the average solid solution Si and average solid solution amounts in the surface layer of the iron steel in the region from the plating metal interface to a depth of 0.5 ⁇ Must be 0.5ma ss% or less.
  • the base material may be previously surface-modified and internally oxidized before entering the CGL (continuous molten zinc plating line). Any modification method can be used, however, for example, hot-rolled steel sheets are heat-treated, compared to a comparatively high temperature, for example, 650 ° C or higher, and the coil cooling rate after scraping is reduced. It doesn't matter.
  • a heat treatment method a method in which a hot rolled coil is heat treated at 65 in a non-reducing atmosphere such as an N 2 atmosphere can be considered.
  • the CGL heating zone is made DFF (direct furnace) or NO F (non-oxidizing furnace) type
  • the surface layer of the steel is oxidized in the CGL heating zone, and then reduced with oxygen supplied from the iron scale.
  • the internal oxidation of the iron surface layer reduces the amount of solute elements in the surface layer of the base metal that can be easily oxidized, and suppresses the surface concentration of Si, Mn, etc. just before the hot galvanizing. I do not care.
  • the amount of solid solution Si and solid solution Mn in the surface layer is determined by increasing the steel plate temperature on the heating zone side when reducing in the reduction zone after the oxidation treatment. acid
  • the amount of solid solution S i and the amount of solid solution Mn in the surface layer of the steel can be reduced.
  • the amount of solid solution Mn can be controlled.
  • the presence or absence of oxide is fitted into a resin and polished to obtain a cross-section of the steel sheet, and composition analysis is performed with EPM A to confirm the presence or absence of oxygen and oxidizable elements such as Si and Mn. This can be confirmed by extracting the cross-section replicas or thin-film processed samples with FIB and analyzing the composition with TEM.
  • the solid solution amounts of Si and Mn in the base iron can be confirmed by analyzing the composition of the section where oxides are not deposited in the cross section of the sample prepared in the same way.
  • a sample processed with a thin film by FIB was measured at a magnification of 20000 times or more for measuring the amount of solid solution.
  • the TEM-EDS composition analysis method is preferred.
  • the surface layer structure immediately below the plating layer retains the state immediately after annealing immediately before plating, and the Si and Mn solid solution amounts are By keeping it at a low level, the solid solution Si and solid solution Mn content in the surface layer of the plating from the surface of the plating metal to the depth of 0.5 ⁇ can be reduced to 0.5 mass% or less.
  • High-strength galvannealed steel sheets with alloyed plating layers are 7 to 15% Fe% in the plating layer, and have a depth of 0.5 im from the surface of the iron surface.
  • the average solid solution Si amount and the average solid solution Mn amount in the iron surface layer are 70 to 90% of the average solid solution Si amount and the Si amount of the base material average composition, and the average solid solution Mn amount is It is 50 to 90% of the Mn content of the average base metal composition.
  • Fe% in the plating layer is less than 7%, poor appearance such as uneven burning will occur, and if it exceeds 15%, peeling of the plating during bending will become serious, so Fe ° / 0 in the plating layer will be 7 ⁇ 1 Must be 5%.
  • a range of Fe ° / ⁇ 8 to l 3% is more preferable.
  • the surface layer structure just under the plating layer is slightly different from the state immediately after annealing immediately before staking because the surface layer structure by alloying elutes into the plating layer.
  • the amount of Si and Mn solid solution increases compared to the hot-dip galvanized steel sheet that is not alloyed.
  • METSUKI The average solid solution Si and average solid solution Mn content in the surface layer of the iron steel in the region up to 0.5 m in depth from the Z iron interface become the Si and Mn amounts of the base material average composition.
  • Si is 70 to 90%
  • Mn is 50 to 90%, in order to ensure plating adhesion and alloying uniformity.
  • the effect of improving the adhesion at the interface after forming the Fe-Zn alloy can be obtained. This is thought to be because Si, Mn, etc., dissolved in the base metal moderately nonuniformize the Fe-Zn alloying reaction and cause an anchor effect at the interface.
  • the average solid solution Si content in the surface layer of the iron steel in the region from the Z iron interface to the depth of 0.5 / zm is 70% or more of the Si content of the base metal average composition. This effect is fully manifested when the average solid solution Mn content in the surface layer of the iron steel in the region from 1 to 0.5 / im is 50% or more of the Mn content of the base metal average composition.
  • the average solid solution Si amount is less than 70% of the Si content of the base material average composition and the average solid solution Mn amount is less than 50% of the Mn amount of the base material average composition, this effect becomes insufficient. The effect decreases and the plating adhesion deteriorates.
  • Plating Z The average solid solution Si content in the surface layer of the iron steel in the region from the depth of 0.5 / xm to the depth of 0.5 / xm exceeds 90% of the Si content of the base material average composition, and the average solid solution Mn content is If the Mn content of the base metal average composition exceeds 90%, the Si and Mn surface concentration during annealing increases, and non-plating occurs, resulting in poor adhesion.
  • the P solid solution amount and A 1 solid solution amount in the surface layer of the iron steel in the region from the plating iron interface to a depth of 0.5 ⁇ are not specified, but the P amount and A 1 amount of the base material average composition respectively. Is preferably less than 50%. However, since it is difficult to analyze and confirm if the content of P and A 1 is small, no upper limit is specified for P and A 1.
  • Adhesion amount of molten zinc is 20 to 150 gZm 2 per side:
  • Adhesion amount of the molten zinc plated is it is difficult to secure the corrosion resistance is less than 20 gZm 2. Also, when the eyes deposition amount exceeds 150 gZm 2, increasing costs. For this reason, the amount of adhesion of molten zinc is 20-150 gZm 2 per side.
  • the iron content (Fe% (mass%)) in the plating layer is less than 7%, the alloying unevenness is severe and flaking occurs during bending, which is not preferable. If F e% exceeds 15%, Plating Since a hard ⁇ phase is formed at the iron interface, it is not preferable. Therefore, in the case of alloyed hot dip galvanizing, the Fe% is preferably 7 to 15%.
  • a steel slab having the above-mentioned composition is melted and hot rolled and cold rolled to produce a cold rolled steel sheet.
  • Slabs can be melted in the same manner as in the past, and ingots, continuous forging slabs or thin slab casters may be used.
  • Hot rolling may be performed by cooling the slab and then reheating it, or may be performed immediately after fabrication.
  • the finish rolling temperature is preferably Ar 3 or higher, but is not particularly limited.
  • Cold rolling may be performed at a cold rolling rate of about 30 to 60%, but is not particularly limited.
  • the cold-rolled steel sheet is annealed in a continuous hot-dip galvanizing line having a direct heating furnace or non-oxidizing furnace type heating zone, and then hot-dip galvanizing is applied, or alloying treatment of the hot-dip galvanizing is further performed. Apply.
  • the outlet temperature of the heating zone is set to 60 ° C. or higher, and the average heating rate from 400 ° C. to the heating zone outlet temperature in the furnace of the heating zone is 10 ° C. or higher. .
  • DFF direct furnace
  • NO F non-oxidizing furnace
  • the temperature of the copper plate on the heating strip side becomes 6 00 3 ⁇ 4 or more.
  • the outlet temperature of the heating zone is less than 600 ° C, the temperature is low, so the amount of oxidation of the iron is small, and when the reduction treatment is performed, the internal oxidation of the surface of the iron iron becomes insufficient, directly below the plating layer.
  • the amount of solid solution Si and solid solution Mn in the surface layer of steel cannot be sufficiently reduced.
  • the average heating rate from 40 to t in the heating zone furnace is less than 1 O ⁇ Z s, a tight oxide scale is generated and it is difficult to reduce the average heating rate.
  • the speed should be at least 10 ° CZ s. If it is less than 40, oxidation hardly accelerates.
  • the heating rate below 400 is not limited. In this way, rapid heating in the heating zone not only improves the plateability, but also refines the strength of the steel sheet to reduce nano-hardness variation and improve the hole expansion characteristics. .
  • the dew point of the heating zone is preferably more than 0 and 0 2 concentration over 1% 0.1 are preferred.
  • the average heating rate from the reduction zone entry side to the maximum temperature is 0.1 to 1 OCs, and the temperature is heated to the maximum temperature 75 or higher and held for 30 seconds or longer.
  • Heating at an average heating temperature rate from the reduction zone entry side to the maximum temperature of 0.1 to 10 / s If the average heating rate from the reduction zone entry side to the maximum temperature is less than 0.1 ltZs, the threading speed is reduced. Productivity is inferior because it is necessary to do this. Moreover, when the average heating rate is 1 Ot / s or more, oxygen in the iron scale scale reacts with hydrogen in the reduction zone in the reduction zone to become H 2 0, and Fe-based oxidation of the surface layer The scale is consumed in the reduction reaction, and the amount of oxygen that diffuses from the surface layer of the base metal into the iron and oxidizes Si, Mn, etc. decreases.
  • the reduction zone preferably contains 1 to 100% of H 2 in order to reduce the surface.
  • the T S X elongation will not improve. This is thought to be due to insufficient reduction of strain after cold rolling.
  • the upper limit of the heating temperature and the upper limit of the holding time are not stipulated, but heating over 95 O: or heating or holding for 600 s or more will saturate the effect and lead to increased costs, so the heating temperature is less than 950 and the holding time is 600 Less than s is preferable.
  • the steel sheet heated in the heating zone is cooled to less than 350 at an average cooling rate of 75 to 10 and ⁇ s or more. If the average cooling rate is less than 1 OtZs, pearlite is generated in the steel sheet, and the total area of ferrite, tempered martensite, bainite, and tempered bait cannot be increased to 90% or more, and TS X elongation and TS X hole expansion rate does not improve. The faster the cooling rate, the more easily a harder low-temperature transformation phase is generated. In the case of the present invention, tempering as much as possible Therefore, it is preferable to cool at an average cooling rate of 3 O tZ s or more, and an average cooling rate of 100 ° C / s or more is more preferable. . On the other hand, if it exceeds 50 O ⁇ / s, the shape of the copper plate deteriorates, and it becomes very difficult to control the proper amount of adhesion for melting and to ensure uniformity over the entire length of the plate. I like it.
  • Cooling temperature conditions are one of the most important points in the present invention. If the temperature reached after cooling exceeds 35 Ot, martensite and residual austenite are generated in the final structure after melting and the residual austenite exceeds 10%, and the T S X hole expansion rate is significantly reduced. For this reason, the cooling ultimate temperature is 3500, which is the following.
  • the cooling arrival temperature is preferably 2 200 or less, but the effect is saturated at room temperature or less.
  • the time from cooling to the start of reheating is not specified because it does not affect the material. Although it is preferable that the time from the cooling to the start of reheating is shorter, it is preferable because the cost is low. However, after the cooling is completed, the coil may be scraped off and then passed through the mating line again to be heated. In that case, pickling and washing may be performed to remove scales on the second surface of the copper plate before plating.
  • the heating is more preferably less than 500 ° C.
  • the heating is preferably performed from a temperature before heating to a higher temperature, and it is preferable that the temperature increase is 20 or more, more preferably 25 or more.
  • the holding time after heating is less than 1 s, the T S X hole expansion rate will not improve, so it will be 1 s or more.
  • the effect is saturated even when the holding time is 6 00 s or more, and from the viewpoint of the characteristics, the holding time is preferably 10 s to 30 s.
  • Hot dip galvanizing can be performed by infiltrating into a normal plating bath.
  • the alloying treatment of the plating is performed after the molten dumbbell is attached, after being immersed in the plating bath, it is heated to 490 to 550 and held for 1 s to 30 s.
  • the slab obtained by melting steel (A ⁇ T) with chemical composition shown in Table 1 by vacuum melting is hot rolled at a finish rolling temperature of 900 to form a hot-rolled copper sheet, which is then pickled and cooled.
  • a cold rolled steel sheet having a thickness of 1.6 mm was obtained by cold rolling at a hot rolling rate of 50%.
  • This cold-rolled steel sheet was annealed under the conditions shown in Table 2, and then galvanized at 460 and 10 se at 480-580. Alloying treatment was performed by heating, and cooling was performed with l OtZs.
  • the plating adhesion amount was 35 to 45 g m 2 in all cases.
  • the plating adhesion was evaluated about the obtained plated steel plate. Alloyed (GA) adhesive steel plate is bent 90 ° when the bent part is peeled off with cello tape (registered trademark), and the amount of peeling per unit length is measured by fluorescent X-rays and the Zn count is measured. Based on the following criteria, those with ranks 1 and 2 were evaluated as good ( ⁇ , ⁇ ), and those with 3 or more were evaluated as bad.
  • the cross-sectional structure of the steel sheet was revealed with a 3% nital solution, and the position of the plate thickness 14 (position at a depth corresponding to one-fourth of the plate thickness from the surface) was measured.
  • the ferrite phase area ratio was quantified from the photographed structure photograph (magnification of the structure was performed using image processing software such as Photo hop manufactured by Adobe, Inc.). Can be)
  • the total area ratio of martensite and residual austenite can be determined by taking SEM photographs at an appropriate magnification of 1000 to 3000 times according to the fineness of the tissue and visually confirming that carbides other than ferrite are not precipitated. The determined part was quantified.
  • Tempered martensite, tempered bait, and bainite shall be parts other than ferrite, martensite, residual austenite, and pearlite, and the total area ratio of tempered martensite, tempered bait, and bainite Was quantified. Tissue quantification can be performed using the above image processing software.
  • Tensile properties were measured using a J I S 5 test piece according to J I S Z 2241.
  • TS tensile strength
  • T.E 1 total elongation
  • the hole expansion test was conducted in accordance with the iron standard J FST 1001, and the average value of three tests was obtained for each sample condition.
  • Nano hardness is measured from the surface at a thickness of 14 (position at a depth corresponding to one-fourth of the thickness from the surface).
  • Hy si 1; the use Ite 3-5;! ⁇ was measured 49 to 56 points on 7-point X 7 ⁇ 8 points in 1 between the septum.
  • the standard deviation ⁇ was obtained from the above equation (1) for ⁇ pieces of hardness data X.
  • the depth of the base steel sheet side is 0.5 m from just above the TEM-EDS base metal interface.
  • point analysis of Si and Mn was performed on the part without precipitates. Measurement of any 10 points The average value was taken as the evaluation value of the solid solution amount.
  • the chemical composition (S i, Mn) shown in Table 1 was used as the average composition of the base material, and the chemical composition shown in Table 1 for the solid solution (average value) obtained above. The ratio to the value was determined and this ratio is listed in Table 3.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention can be used as a high-strength hot-dip galvanized steel sheet used for parts that are required to be thin and have corrosion resistance in the industrial fields such as automobiles and electricity.
  • the method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet according to the present invention can be used as a method for producing the high-strength hot-dip galvanized steel sheet.

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Abstract

引張強さ７８０ＭＰａ以上の鋼において、Ａｌは通常の脱酸に使用するレベルの添加に抑えた条件で、ＴＳ×全伸び≧１５０００ＭＰａ・％、ＴＳ×穴広げ率≧４５０００ＭＰａ・％を示す成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供する。鋼の化学成分として、質量％で、Ｃ：０．０５～０．３％、Ｓｉ：０．６０超え～２．０％、Ｍｎ：０．５０～３．５０％、Ｐ：０．００３～０．１００％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１０～０．０６％およびＮ：０．００７％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなり、かつ鋼板組織は、ナノ硬さの標準偏差が１．５０ＧＰａ以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

Description

明細書 成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板およびその製造方法 技術分野
本発明は、 自動車、 電気等の産業分野で使用される部材用の成形性に優れた高強度溶 融亜鉛めつき鋼板に関するものである。 背景技術
近年、 地球環境保全の見地から、 自動車の燃費向上および自動車の衝突安全性向上の 観点から、 車体材料の高強度化により薄肉化を図り、 車体そのものを軽量化かつ高強度 化しようとする動きが活発であり、 高張力鋼板の自動車への適用が促進されている。 高 張力鋼は成形性が軟鋼と比較して乏しいため、 種々の組織制御を行つた成形性の高い高 張力銅板が開発されている。 さらには、 最近の自動車への耐食性向上 要求が強いこと から、 溶融亜鉛めっきを施した高張力鋼板が開発されている。
従来の技術としては、 例えば、 特許文献 1では、 穴広げ性に優れた溶融めつき高強度 鋼板が、 特許文献 2〜4では、 めっき密着性や延性に優れた溶融めつき高強度鋼板が提 案されている。
し力 し、 これらの技術は TS 59 OMP a以上の高強度を確保するためには、 A1を 0. 25%以上の添加が必須となっており、 合金コストや A 1添加に起因する铸造性の 劣化等の問題があった。 また、 特に特許文献 2〜4については残留オーステナイ トを含 むため、 伸び特性は高いが 2次加工時に割れが発生するケースや成形部品の形状凍結性 がフェライ ト +マルテンサイ ト鋼より劣る場合もある。
非特許文献 1については、 [発明の開示] の項で説明する。
特許文献 1 : 特開 2005— 256089号公報
特許文献 2 : 特開 2005— 200690号公報
特許文献 3 : 特開 2005— 200694号公報 特許文献 4 ： 特開 2006—299344号公報
非桥許文献 1■·' Proceedings of the international Workshop on the Innovative Structural Materials for Infrastructure in 21st Century pl89 (Fig.4) 発明の開示 .
本発明における課題は、 上記問題に鑑みて、 従来の高強度溶融亜鉛めつき銅板と同等 以上の高い成形性をもち、 かつ従来の高強度溶融亜鉛めつき鋼板と同等のコストゃ製造 性を有する高強度溶融亜鈴めつき鋼板とその製造方法を得ることである。 具体的には、 引張強さ 78 OMP a以上の鋼において、 A 1は通常の脱酸に使用するレベルの添加に 抑えた条件で、 TS X全伸び≥ 1500 OMP a · %、 T S X穴広げ率 45000 M P a · %を示す成形性に優れた高強度溶融めつき鋼板とその製造方法を得ることである。 自動車用のボディ一用部品は軽量化と高剛性を両立させるため、 複雑形状の部品が増加 しており、 丁3 全伸ぴ≥ 1 500 OMP a · %、 TS X穴広げ率 45000MP a · %を満足することにより、 従来より飛躍的に多くの部品を高張力鋼板で製造可能と なる。
本発明者らは、 まず種々の鋼板について、 TSX穴広げ率、 TSX全伸びにおよぼす 鋼板組織の影響について検討した。 その結果、 銅板中の組織のナノ硬さの分布と TS X 穴広げ率に相関が見られた。 すなわち、 一般的に鋼板組織の代表部分として組織分率や 硬度が測定される板厚 1 4位置でのナノ硬さの標準偏差が 1. 50GP a以下である ときに TSX穴広げ率が高いことを見出した。 " ここでナノ硬さとは、 Hy s i t r o n社の TR I BO SCOPEを用いて、 荷重 1 000 μΝで測定する硬さである。 具体的には、 5 /zmピッチで 7点を 7列程度の計 5 0点前後測定し、 その標準偏差を求めた。 詳細は実施例で述べる。
ミクロ組織の硬さ測定手法としては、 ビッカース硬度が有名である。 しかし、 ピツカ ース硬度測定では負荷荷重の最小値が 0. 5 g f であり、 硬質なマルテンサイ トでも圧 痕サイズは 1〜2 mとなり、 微細な相の硬さ測定は不可能である。 さらに、 マルテン サイ トは組織内にパケット、 ブロック、 ラスという階層構造をもち、 ベイナイ トもシー フゃサブュニットと呼ばれる喈層構造をもっため、 非特許文献 1で明らかにされている ように、 圧痕サイズにより測定された硬度に影響をおよぼした階層が異なる。 たとえば
1 μ m以下の圧痕サイズで評価した結果と、 ビッカース硬さ計で測定できる 10 /i m以 上の圧痕サイズで評価した結果が異なり、 材質とビッカース硬さもしくはナノ硬さの相 関も同一ではない。 本発明で測定した条件では、 圧痕の 1辺の長さが 300〜800 n mであり、 このナノ硬さの標準偏差を小さくすることが穴広げ率を向上させることを見 出した。
また、 S iを多量添加しつつ、 マルテンサイトゃ残留オーステナイ トを低減すること により、 A 1を使用せずに穴広げ率を維持しつつ伸びを向上できることを見出した。 S i添加は従来めつき密着性を劣化させていたが、 この点についても、 実使用に十分耐え うる密着性を維持できた。
本発明の要旨は以下のとおりである。
(1) 銅の化学成分として、 質量％で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 0. 60超 え〜 2. 0%、 Mn : 0. 50〜 3. 50%、 P ： 0. 003〜0. 1 00%、 S ： 0 010%以下、 八 1 : 0. 010〜0. 06%および N： 0. 007%以下を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ鋼板組織は、 ナノ硬さの標準偏差が 1 5 OGP a以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき銅板。
(2) 鋼の化学成分として、 質量0 /0で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 0. 60超 え〜 2. 0%、 Mn : 0. 50〜 3. 50%、 P ： 0. 003〜0. 1 00%、 S ： 0 010%以下、 八 1 : 0. 010-0. 06%ぉょび^^ : 0. 007%以下を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 銅板組織は、 フェライ トを面積率で 20%以上、 焼き戻しマルテンサイ トと焼き戻しべィナイトとべイナィ トを合計面積率 で 10%以上含み、 かつ、 フェライ トと嬈き戻しマルテンサイ トと焼き戻しべィナイ ト とべイナイ トの合計面積率が 90%以上であり、 かつナノ硬さの標準偏差が 1. 50G P a以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(3) 上記 （1) または （2) に記載の鋼は、 質量。/0で、 C r : 0. 005〜2. 0 0%、 V : 0. 005〜 2. 00%, Mo ： 0. 005〜 2. 00%, N i ： 0. 00 5〜2. 00%ぉょび〇\1 : 0. 005〜2. 00 %から選ばれる 1種または 2種以上 の元素を更に含有することを特徴とする （1) または （2) に記載の成形性に優れた高 強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(4) 上記 （1) 〜 （3) のいずれかに記載の鋼は、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 20%および Nb : 0. 01〜0. 10%から選ばれる 1種または 2種の元素を更に含 有することを特徴とする （1) 〜 （3) のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融 亜鉛めつき鋼板。
(5) 上記 （1) 〜 （4) のいずれかに記載の銅は、 質量％で、 B ： 0. 0002〜 0. 00 έ%を更に含有することを特徴とする （1) 〜 （4) のいずれかに記載の成形 性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 '
(6) 上記 （1) 〜 （5) のいずれかに記載の鋼は、 質量％で、 Ca ： 0. 001〜 0. 005%および REM： 0. 001〜0. 005 %から選ばれる 1種または 2種以 上の元素をさらに含有することを特徴とする （1) 〜 （5) のいずれかに記載の成形性 に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(7) さらに、 鋼板組織は、 残留オーステナイ トおよびマルテンサイトの合計面積率 が 5%以下であることを特徴とする （1) 〜 （6) のいずれかに記載の成形性に優れた 高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
(8) 上記 （1) 〜 （7) のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板であって、 めっき Z地鉄界面から深さ 0. 5 /zmまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量 及び平均固溶 Mn量が何れも 0. 5m a s s %以下であることを特徴とする成形性に優 れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
(9) 前記高強度溶融亜鉛めつき鋼板はめつき層中 F e%が 7〜15%の高強度合金 化溶融亜鉛めつき鋼板であり、 かつめつき/地鉄界面から深さ 0. 5//mまでの領域の 地鉄表層部における、 平均固溶 S i量が母材平均組成の S i量の 70〜90%であり、 平均固溶 Mn量は、 母材平均組成の Mn量の 50〜90 %であることを特徴とする
(1) 〜 （7) のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。 (10) 上記 （1) 〜 （6) のいずれかに記載の成分を有するスラブを熱間圧延、 冷 間圧延した後、 直火炉型または無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めつきライン にて焼鈍するに際し、 加熱帯において 400¾から加熱帯出側温度までの平均加熱速度 が 10°C/s以上で加熱帯出側 j¾度が 600°C以上になるように加熱し、 次いで、 還元 帯において平均加熱速度 0. 1〜10°CZsにて ft高到達温度 750で以上まで加熱し 30 s以上保持した後、 75 Οΐから 350 以下まで平均冷却速度 1 O^/s以上で 冷却し、 続いて 350t以上 70 O :以下になるように加熱して 1 s以上保持した後に 溶融亜鉛めつきを施す、 或いは更に溶融亜鉛めつきの合金化処理を施すことを特徴とす る成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
本発明によれば、 従来技術よりも低コストで製造性の良い高成形性の、 またはさらに めっき密着性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板を製造でき、 産業上の利用価値は非常 に大きく、 特に自動車車体の軽量化および防鲭化に対して極めて有益であって、 工業的 効果が大きい。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を詳細に説明する。 先ず、 鋼板組織、 鋼の化学成分の限定理由について説 明する。 鋼の化学成分、 めっき層の化学成分の各元素の含有量の単位はいずれも 「質 量％」 であるが、 以下、 単に 「％」 で示す。
ナノ硬さの標準偏差が 1. 50GP a以下：
ナノ硬さを板厚 1 4位置付近で 50点程度測定したときに、 ナノ硬さの標準偏差が 1. 5 OGP aを超えると TSX穴広げ率≥4500 OMP a · %を達成できないため、 1. 50GP以下とする。 好ましくは 1. OGP a以下である。 標準偏差 σは、 η個の 硬さデータ Xに対し、 式 （1) により求めた。
Figure imgf000007_0001
C ： 0. 05〜 0. 3 %
Cはオーステナイ トを安定化させる元素であり、 フェライ ト以^の硬質相、 すなわち、 マルテンサイト、 ベイナイ ト、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻 しべイナイトを生成しやすくするため、 鋼板強度を上昇させるとともに、 組織を複合化 して TS—伸びバランス （TSX伸び） を向上させるために必要な元素である。 C量が 0. 05%未満では、 製造条件の最適化を図ったとしても、 フェライ ト以外の相の確保 が難しく、 TSX伸びが低下する。 一方、 C量が 0. 30%を超えると、 溶接部および 熱影響部の硬化が著しく、 溶接部の機械的特性が劣化する。 こうした観点から、 C量を 0. 05〜0. 30%の範囲内とする。 好ましくは、 0. 08%〜0. 1 5%である。
S i : 0. 60超え〜 2. 0%
S iは、 鋼の強化に有効な元素である。 特に、 S iにより複合組織銅におけるナノ硬 さの標準偏差を低減する効果がある。 詳細は不明であるが、 同一の引張強さの鋼板を得 ようとしたときに、 S iは硬質相のナノ硬さを増加させにくいと推定される。 また、 フ ェライト生成元素であるが、 オーステナイ ト中への Cの濃化促進することからフェライ ト以外の硬質相、 すなわち、 マルテンサイ ト、 べィナイ ト、 残留オーステナイ ト、 焼き 戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべイナイトを生成させやすく、 フェライト +硬質相の複 合組織を得ることにより高強度鋼の TSX伸びを向上させる。 また、 フェライ ト中 固 溶 S iが鋼板の TS X全伸びや穴広げ性を改善する効果もある。 この効果は 0. 60°/0 を超える添加により得られる。 し力 し、 S iが 2. 0%を超えると、 フェライト中への 固溶量の増加による成形性、 靭性の劣化、 また赤スケール等の発生による表面性状や溶 融めっきのめっき付着 .密着性の劣化を引き起こす。 従って、 S i量を 0. 60超え〜 2. 0%とする。 好ましくは 0. 80〜1. 5%である。
Mn ： 0. 50〜3 50% Mnは、 鋼の強化に有効な元素である。 また、 オーステナイ トを安定化させる元素で あり、 フェライ ト以外の相の体積を増加し、 強度を確保するとともに TS X伸ぴを向上 させるために必要な元素である。 この効果は、 Mnが 0. 50%以上で得られる。 一方、 Mnを 3. 50%を超えて過剰に添加すると、 硬質相分率過大や固溶強化によるフェラ イ トの延性劣化が著しくなり、 成形性が低下する。 従って、 3. 50%以下とする。 好 ましくは、 1. 5%〜3. 0%である。
P ： 0. 003〜0. 1 00%
Pは、 銅の強化に有効な元素であり、 この効果は P ： 0. 003%以上で得られる。 しかし、 0. 100%を超えて過剰に添加すると、 粒界偏析により脆化を引き起こし、 耐衝撃性を劣化させる。 従って、 P量を 0. 003%〜0. 100%にする。
S ： 0. 010%以下
Sは、 Mn Sなどの介在物となって、 耐衝撃性の劣化や溶接部のメタルフローに沿つ た割れの原因となるので極力低い方がよいが、 製造コストの面から 0. 010%以下と するが、 0. 003%以下では大広げ性が顕著に改善するため、 0. 003%以下が好 ましい。
A 1 ： 0. 010〜0. 06%
A 1は製鋼中およびスラブ中の酸素を固定し、 スラブ割れ等の欠陥発生を抑制する。 その効果は 0. 010%の添加で認められる。 しかし多量に添加すると、 連続铸造時の 鋼片割れ発生の危険性が高まり製造性を低下させる。 また、 合金コストアップとなるた め 0. 06%以下とする。
N： 0. 007%以下
Nの総量が 0. 007%を超えると銅板内部の粗大な A 1 Nが増加し、 疲労特性が急 激に劣化する。 そのため、 0. 007%以下とする。
本発明では、 上記の成分組成を必須成分とし、 残部は鉄および不可避的不純物である が、 以下の成分組成について、 適宜含有することが出来る。 C r : 0. 005〜 2. 00%, V： 0. 005〜 2. 00%, Mo ： 0. 005〜 2. 00%、 N i : 0. 005~2. 00%ぉょぴじ；1 : 0. 005〜2. 00%から 選ばれる 1種または 2種以上
C r : 0. 005〜2. 00%
C rは焼鈍温度からの冷却時にパーライ 卜の生成を抑制し、 マルテンサイ ト、 ベイナ ィ ト、 残留オーステナイト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべィナイ トを生成しや すく し、 TSX伸びを向上させる。 この効果は 0. 005%以上で得られる。 しかし、 2. 00%を超えるとその効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 0 05 %〜 2. 00 %と規定する。
V : 0. 005~2. 00%
Vは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、 マノレテンサイト、 べィナイ ト、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイト、 焼き戻しべィナイ トを生成しやす く し、 TS X伸びを向上させる。 この効果は 0. Q 05%以上で得られる。 しかし、 2. 00%を超えるとその効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 00 5%〜2. 00%と規定する。
Mo ： 0. 005〜 2. 00%
Moは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、 マルテンサイト、 ベイナ ィ ト、 残留オーステナイト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべィナイ トを生成しや すくし、 TS X伸びを向上させる。 この効果は 0. 005%以上で得ら る。 しかし、 2. 00%を超えるとその効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 0 05%〜2. 00%と規定する。
N i : 0. 005〜 2. 00%
N iは焼鈍温度からの冷却時にパーライ トの生成を抑制し、 マルテンサイト、 ベイナ ィ ト、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべィナイ トを生成しや すく し、 TSX伸びを向上させる。 この効果は 0. 005%以上で得られる。 し力 し、 2. 0%を超えるとその効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 00 5%〜2. 00%と規定する。 C u ： 0. 005〜 2. 00 %
Cuは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制し、 マルテンサイ ト、 ベイナ ィ ト、 残留オーステナイ ト、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべィナイ トを生成しや すくし、 TSX伸ぴを向上させる。 この効果は 0. 005%以上で得られる。 し力 し、 2. 00%を超えるとその効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 0 05%〜.2. 00%と規定する。
T i ： 0. 01〜0. 2%および Nb ： 0. 01〜0. 1 %から選ばれる 1種または 2種
T i ： 0. 01〜 0. 2 %
T iは鋼の強化に有効であり、 また、 炭化物や析出物をより均一に析出させたり、 フ エライト地を強化するため、 ナノ硬さの標準偏差をより小さくでき、 TSX穴広げ率が 向上する。 この効果は 0. 01%以上で得られるが、 0. 2%を超えるとその効果は飽 和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 01%〜0. 2%とする。
N b ： 0. 01〜 0. 1 %
Nbは鋼の強化に有効であり、 また、 炭化物や析出物をより均一に析出させたり、 フ エライト地を強化するため、 ナノ硬さの標準偏差をより小さくでき、 TS X穴広げ率が 向上する。 この効果は 0. 01%以上で得られるが、 0. 1%を超えるとその効果は飽 和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 0 1%〜0. 1%とする。
B ： 0. 0002〜0. 0050%
Bはォ一ステナイ ト粒界からのフェライ トの生成を抑制し強度を上昇させる作用を有 する。 その効果は 0. 0002%以上で得られる。 し力 し、 0. 0050%を超えると その効果は飽和し、 コストアップの要因となる。 従って、 0. 0002%〜0. 005 0%とする。
C a ： 0. 001〜0. 005%および REM： 0. 001〜0. 005%から選ば れる 1種または 2種以上
C a ： 0. 001〜0. 005% C aは局部延性を向上させることにより伸びや穴広げ率向上すなわち成形性向上に寄 与する作用を有する。 その効果は 0. 00 1 %以上で得られ、 0. 005%で飽和する。 従って、 0. 001%〜0. 005%とする。
REM : 0. 001〜 0. 005%
R EMは局部延性を向上させることにより伸びや穴広げ率向上すなわち成形性向上に 寄与する作用を有する。 その効果は 0. 001%以上で得られ、 0. 005%で飽和す る。 従って、 0. 001%〜0. 005%とする。
次に、 鋼板組織について説明する。
フェライ トが面積率で 20%以上：.
フェライトの面積率が 20%未満であると、 TSX全伸びが低下する。 このため、 フ ェライ トの面積率は 20%以上とし、 好ましくは 50%以上である。
焼き戻しマルテンサイ トと焼き戻しべィナイトとべイナィ トが合計面積率で 10%以 上：
これらの相の合計面積率が 10%未満であると、 強度確保が困難となり、 かつ TSX 伸びも低下する。 このため、 これらの相の合計面積率を 10%以上とする。 しかし、 こ れらの相が過剰に含まれると、 TS X伸びが低下するため、 当該組織の合計面積率は 5 0%以下が好ましい。
.フェライトと焼き戻しマルテンサイトと焼き戻しべィナイ トとべイナィ トの合計面積 率が 90 %以上：
. これらの相の合計面積率が 90%未満であると、 TS X穴広げ率が低下する。 このた め、 これらの相の合計面積率は 90%以上とし、 好ましくは 95%以上である。
残留オーステナイ トとマルテンサイトの合計面積率が 5%以下：
これらの相の合計面積率を 5%以下とすることにより TS X穴広げ率が顕著に向上す る。 好ましくは 3%以下である。
次に、 めっき Z地鉄界面から深さ 0. 5 mまでの領域の地鉄表層部における固溶 S i量及び固溶 Mn量について説明する。 溶融亜鈴めつき後合金化処理しない高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 めっき 地鉄界面 から深さ 0. 5 //mまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量及び平均固溶 Mn 量が何れも 0. 5ma s s %以下である。
鋼中に S i、 Mn量が多いと、 焼鈍段階で溶融亜鉛めつきの直前に S i、 Mnが表面 濃化しているため、 溶融亜鉛めつき後合金化処理しない溶融亜鉛めつき鋼板は、 めっき 密着性が劣化しやすい。 このため、 溶融亜鉛めつき銅板では、 めっき密着性の観点から、 地鉄表層で焼鈍時に選択酸化する易酸化性元素を内部酸化して、 表層部の母材中の易酸 化性元素の固溶絶対量が大幅に低下している必要がある。 製造工程で内部酸化する領域 は、 めっきノ地鉄界面から深さ 0. 5 mまでの領域の地鉄表層部であればめっき特性 の確保に十分であるため、 この領域における組成制御に着眼した。 めっき/地鉄界面か ら深さ 0. 5 /zmまでの領域の地鉄中における固溶 S i量、 固溶 Mn量がそれぞれ 0. 5質量％以下であると実使用に十分耐えうるめっき密着性を確保でき、 また不めっきの 発生を防止できるが、 0. 5ma s s %超であると不めっきが発生したりめっき密着性 が劣化したりするようになる。 従って、 めっき密着性を確保し、 不めっきの発生を防止 するには、 めっき 地鉄界面から深さ 0. 5 μπιまでの領域の地鉄表層部における平均 固溶 S i量及び平均固溶 量が何れも 0. 5ma s s %以下であることが必要である。 母材は CGL (連続溶融亜鉛めつきライン） に入る前に予め表面改質し内部酸化させ ておいても構わない。 改質方法は問わないが、'例えば熱延鋼板を、 熱処理したり、 比較. 的高めの温度、 例えば 650°C以上の温度で卷取り、 また卷取り後のコイルの冷却速度 を遅めにしても構わない。 熱処理方法としては、 熱延コイルを N2雰囲気などの非還元性 雰囲気中で 65 で熱処理する方法などが考えられる。
また CGLの加熱帯を DFF (直火炉） もしくは NO F (無酸化炉） 型にし、 CGL の加熱帯で地鉄表層を酸化処理し、 その後還元処理した際に鉄スケールから供給される 酸素で地鉄表層を同様に内部酸化させることで、 母材表層中の易酸化性元奉の固溶元素 量を低下させ、 溶融亜鉛めつき直前の S i、 Mn等の表面濃化を抑制しても構わない。 後記するように、 表層部における固溶 S i量、 固溶 Mn量は、 たとえば酸化処理した後 還元帯で還元処理する際に加熱帯出側の鋼板温度を上げることで S i、 Mn等を内部酸 化させ、 地鉄表層部の固溶 S i量、 固溶 Mn量を低減することができるので、 加熱帯出 側温度を適宜温度に制御することで、 地鉄表層部の固溶 S i量、 固溶 Mn量を制御する ことができる。
酸化物の有無はめつき鋼板を樹脂に埋め込み研磨することで鋼板断面を出し、 E PM Aで組成分析して易酸化性元素である S i、 Mn等と酸素の共存の有無を確認したり、 断面の抽出レプリカや F I Bで薄膜加工した試料を TEMで組成分析等することで確認 出来る。
地鉄中の S i、 Mnの固溶量は、 同様にして作製した試料の断面で、 酸化物が析出し ていない箇所の組成分析をすることで確認出来る。 なお、 電子線の拡散により、 分析位 置の近傍に存在する酸化物からの特性 X線に由来する誤差を防ぐため、 固溶量の測定に は F I Bで薄膜加工した試料を 20000倍以上の倍率で TEM— EDS組成分析する 方法が好ましい。 この方法は、 試料が薄膜であるため、 電子線の広がりが押さえられ、 分析位置の近傍に存在する酸化物からの特性 X線に由来する誤差を抑制し、 地鉄そのも のにおける固溶元素量の精密な測定が可能である。
めっき層を合金化処理しない溶融亜鉛めつき銅板については、 めっき層直下の表層構 造がめっき直前の焼鈍直後の状態をかなり保持しており、 S i固溶量、 Mn固溶量をあ らかじめ低く抑えておくことで、 めっき 地鉄界面から深さ 0. 5μπιまでの領域の地 鉄表層部における固溶 S i量と固溶 Mn量を 0. 5ma s s %以下にすることができる。 めっき層を合金化処理した高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板は、 めっき層中 F e%が 7〜15%で、 かつめつきノ地鉄界面から深さ 0. 5 i mまでの領域の地鉄表層部にお ける平均固溶 S i量と平均固溶 Mn量は、 平均固溶 S i量が母材平均組成の S i量の 7 0〜 90 %であり、 平均固溶 Mn量が母材平均組成の Mn量の 50〜 90 %である。
めっき層中の F e%が 7%未満だと焼けムラなどの外観不良をおこし、 15%超えだ と曲げ加工時におけるめっき剥離が甚だしくなるため、 めっき層中の F e°/0は 7〜1 5%であることが必要である。 Fe°/^ 8〜l 3%の範囲内がより好ましい。
合金化溶融亜鉛めつき鋼板では、 めっき層直下の表層構造は合金化処理による地鉄表 層がめっき層中に溶出するためめつき直前の焼鈍直後の状態とやや異なり、 めっき層を 合金化処理しない溶融亜鉛めつき鋼板よりも S i固溶量、 Mn固溶量が増加する。 めつ き Z地鉄界面から深さ 0. 5 mまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量、 平 均固溶 Mn量が、 母材平均組成の S i量、 Mn量に対し、 S iは 70〜90%、 Mnは 50〜90%であることがめっき密着性や合金化均一性などの確保のために必要である。 母材にある程度 S iや Mnが固溶していると、 F e— Z n合金化後の界面の密着性が 向上する効果が得られる。 これは母材中に固溶している S i、 Mnなどが F e— Zn合 金化反応を適度に不均一化して界面のアンカー効果を引き起こすためと考えられる。 め . つき Z地鉄界面から深さ 0. 5 /zmまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量が、 母材平均組成の S i量の 70 %以上、 めっきン地鉄界面から深さ 0. 5/imまでの領域 の地鉄表層部における平均固溶 Mn量が、 母材平均組成の Mn量の 50%以上になると この効果が十分に発現される。 平均固溶 S i量が母材平均組成の S i量の 70%未満、 平均固溶 Mn量が、 母材平均組成の Mn量の 50%未満になるとこの効果が不十分にな り、 アンカー効果が低下しめっき密着性が劣化する。 めっき Z地鉄界面から深さ 0. 5 /xmまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量が、 母材平均組成の S i量の 9 0%超、 平均固溶 Mn量が、 母材平均組成の Mn量の 90%超になると焼鈍時の S i、 M n表面濃化が増加し不めっきが発生して、 めつき密着性不良となる。
なお、 めっき 地鉄界面から深さ 0. 5 μπιまでの領域の地鉄表層部における P固溶 量、 A 1固溶量は特に規定しないが、 各々母材平均組成の P量、 A 1量の 50%未満が 好ましい。 但し P、 A 1の含有量が少ないと分析して確認することが困難であるため P、 A 1については特に上限を規定しない。
溶融亜鉛めつき付着量が片面あたり 20〜150 gZm2 ：
溶融亜鉛めつきの付着量が 20 gZm2未満では耐食性の確保が困難である。 また、 め つき付着量が 150 gZm2を超えると、 コストアップする。 このため、 溶融亜鉛めつき の付着量は片面辺り 20〜150 gZm2とする。 また、 合金化溶融亜鉛めつきの場合、 めっき層中の鉄含有量 （Fe% (質量％) ) が 7%未満では合金化ムラがひどく曲げ加 ェ時にフレーキングが起こるので好ましくない。 また、 F e%が 15%を超える場合、 めっき 地鉄界面に硬質の Γ相が形成するので好ましくない。 従って、 合金化溶融亜鉛 めっきの場合、 F e %は 7〜1 5 %が好ましい。
次に、 製造方法について説明する。
前述の成分組成の鋼スラブを溶製し、 熱間圧延および冷間圧延を行って冷延鋼板を製 造する。 スラブの溶製は従来法のとおりで造塊、 連続铸造スラブや薄スラブキャスター を用いたものでもよい。 熱延はスラブを冷却後再加熱して行ってもよいし、 铸造後直ち に行っても良い。 仕上げ圧延温度は A r 3以上とするのが好ましいが、 特に限定しない。 冷間圧延は冷間圧延率 3 0〜6 0 %程度でよいが、 特に限定しない。
次に、 冷延鋼板を直火炉もしくは無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めつきラ インにて、 焼鈍した後溶融亜鉛めつきを施し、 或いはさらに溶融亜鉛めつきの合金化処 理を施す。
加熱帯の出側温度を 6 0 以上とし、 加熱帯の炉内において 4 0 0 °Cから加熱帯出 側温度までの平均加熱速度を 1 0でノ s以上とする。 .
連続溶融亜鉛めつき工程において、 低コストで表面を活性化し、 S i、 M nを多量に 含む鋼板のめっき密着性を確保するためには、 D F F (直火炉） もしくは NO F (無酸 化炉） 型の加熱帯を有する C G L (連続溶融亜鉛めつきライン） での製造が好適である。 具体的には C G L炉内の加熱帯で地鉄表層を酸化処理し、 その後還元処理した際に鉄 スケールから供給される酸素で地鉄表層を同様に内部酸化させて、 母材表層中の易酸化 性元素の固溶元素量を低下させることにより、 溶融亜鉛めつき直前の銅板表面への S i、 M n等の表面濃化を抑制する。 そのためには、 加熱帯出側の銅板温度が 6 0 0 ¾以上に なるように鋼板を加熱十る必要がある。 加熱帯の出側温度が 6 0 0 °C未満であると、 温 度が低いため地鉄の酸化量が少なく、 還元処理した際に地鉄表層の内部酸化が不十分に なり、 めっき層直下の地鉄表層中における固溶 S i量、 固溶 M n量を十分に低下できな くなる。
また、 加熱帯の炉内で 4 0ひ tから加熱帯出側温度までの平均加熱速度が 1 O ^Z s 未満の場合、 タイ トな酸化スケールが生成し、 還元されにくくなるため、 当該平均加熱 速度は 1 0 °CZ s以上にする必要がある。 4 0 未満では殆ど酸化が促進しないため、 400で未満における加熱速度は限定しない。 このように加熱帯において急速加熱する ことにより、 めっき性が改善されるばかり力 鋼板組織が均一微細化してナノ硬さのば らつきが低減でき穴広げ特性が向上する。 .
加熱帯の露点は 0で以上が好ましく、 また 02濃度は 0. 1%以上が好ましい。
次に還元帯において還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱速度が 0. 1〜 1 OCsで最高到達温度 75 以上まで加熱し 30 s以上保持する。
還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱温速度が 0. 1〜 10 / sで加熱： 還元帯入側から最高到達温度までの平均加熱速度が 0. ltZs未満では、 通板速度 を減速する必要があるため生産性が劣る。 また、 当該平均加熱速度が 1 Ot/s以上に なると、 還元帯で地鉄スケール中の酸素と還元帯中の水素とが反応して、 H20となって 地鉄表層の F e系酸化スケールが還元反応で消費されてしまい、 母材表層から地鉄中に . 拡散して S i、 Mn等を内部酸化させる酸素量が減少する。 その結果母材表層部の固溶 S i、 Mn量が多く存在することになり、 溶融亜鉛めつき直前にこれら元素が鋼板表面 に選択酸化するため、 S i、 Mn等の表面濃化が促進される。
還元帯は表面を還元処理するため、 H2を 1〜100%含むことが好ましい。
最高到達温度 750 以上まで加熱し 30 s以上保持：
最高到達温度 750で未満、 もしくは保持時間 30 s未満であれば T S X伸びが向上 しない。 これは、 冷間圧延後のひずみの低減が不十分なためと考えられる。 加熱温度上 限および保持時間上限は特に規定しないが、 95 O :以上の加熱もしくは 600 s以上 の保持は効果が飽和する上、 コストアップにつながるので、 加熱温度は 950で未満、 保持時間は 600 s未満が好ましい。
750でから 1 OtZs以上の平均冷却速度で 35ひ t以下まで冷却：
加熱帯で加熱した鋼板は、 75 から 10で ^ s以上の平均冷却速度で 350 以 下まで冷却する。 平均冷却速度が 1 OtZs未満では、 鋼板中にパーライトが生成しフ ェライトと焼き戻しマルテンサイ トとべイナィトと焼き戻しべィナイ トの合計面積を 9 0%以上とすることができず、 TS X伸びおよび TS X穴広げ率が向上しない。 冷却速 度は早いほどより硬質な低温変態相が生成しやすい。 本発明の場合、 できるだけ焼き戻 しマルテンサイ トを生成させることが好ましいため、 平均冷却速度を 3 O tZ s以上と して冷却することが好ましく、 平均冷却速度が 1 0 0 °C/ s以上であれば、 より好まし レ、。 一方で、 5 0 O ^/ sを越えると銅板の形状が劣化し、 溶融めつきの適正な付着量 制御や板全長における均一性の確保が大変困難となるため、 5 0 O ^Z s以下が好まし い。
冷却到達温度条件が本発明で最も重要な点の一つである。 冷却到達温度が 3 5 O tを 超えると、 溶融めつき後の最終組織中にマルテンサイ トゃ残留オーステナイ トが 1 0 % を越えて生成するため、 T S X穴広げ率が顕著に低下する。 このため、 冷却到達温度は 3 5 0で以下とする。 前記特性には、 冷却到達温度は 2 0 0 以下が好ましいが、 室温 以下では効果が飽和する。 冷却後から再加熱開始までの時間は材質には特に影響しない ため規定しない。 冷却後から再加熱開始までの時間は短いほうが低コストとなり好まし いが、 冷却終了後、 ー且コイルに卷き取ってから、 再度めつきラインを通板し、 加熱し ても良い。 その場合、 めっき前に銅板 ¾面のスケール等を除去するために酸洗、 洗浄を 行っても良い。
3 5 0 以上 7 0 以下まで加熱し 1 s以上保持した後に溶融亜鉛めつきを行う ： 3 5 0 以下まで急冷した後、 加熱する。 加熱する際に、 3 5 0 °C未満もしくは 7 0 を超えて加熱すると、 T S X穴広げ率が顕著に低下する。 その理由は溶融めつき後 にも残留オーステナイトゃマルテンサイト等の硬質相が生成するためと考えられる。 コ ストの観点から、 当該加熱は 5 0 0 °C未満の加熱がより好ましい。 また、 当該加熱は、 加熱前の温度から、 より高温まで加熱する方が好ましく、 温度上昇量は 2 0 以上、 より好ましぐは 2 5 以上として加熱することが好ましい。 加熱後の保持時間は、 1 s未満では T S X穴広げ率が向上しないため 1 s以上とする。 また、 当該保持時間は 6 0 0 s以上としても効果が飽和し、 前記特 ftの観点からは保持時間を 1 0 s〜3 0 0 s とするのが好ましい。
溶融亜鉛めつきは通常のめっき浴に浸入させて行うことが出来る。 また、 溶融亜鈴め つき後、 めっきの合金化処理をする場合、 めっき浴に浸漬後、 4 9 0〜5 5 0 に加熱 し 1 s〜 3 0 s保持すれば良い。 実施例
以下、 本発明を実施例によってさらに詳細に説明するが、 下記実施例は本発明を限定 する性質のものではなく、 本発明の要旨を変更することなく設計変更することはいずれ も本発明の技術的範囲に含まれるものである。
• 表 1に示す化学成分の鋼 （A~T) を真空溶解にて溶製して得たスラブを仕上げ圧延 温度 900でで熱間圧延を行い、 熱延銅板とし、 さらに酸洗した後冷間圧延率 50 %で 冷間圧延して板厚 1. 6 mmの冷延鋼板を得た。 この冷延鋼板を、 表 2に示す条件で焼 鈍を行い、 その後 460でで溶融亜鉛めつきし、 480〜580 で10 s e。加熱し て合金化処理を行い、 l OtZsで冷却した。 一部、 合金化処理を行わない溶融亜鉛め つき鋼板 （鋼】、 M) も製造した。 めっき付着量はいずれも 35〜45 g m2とした。 得られためっき鋼板について、 めっき密着性を評価した。 合金化処理したもの （G A) ではめつき鋼板を 90° 曲げたときの曲げ加工部をセロテープ （登録商標） 剥離し、 単位長さ当たりの剥離量を蛍光 X線により Z nカウント数を測定し、 下記の基準に照ら してランク 1、 2のものを良好 （〇、 △) 、 3以上のものを不良として評価した。
蛍光 X線 Znカウント数 ランク
0-500未満 ： 1 (良）
500— 1000未満 ： 2 '
1000-2000未満： 3
2000-3000未満： 4
3000以上 ： 5 (劣）
合金化していないもの （G I) では衝撃試験時のめっき剥離の抑制が要求される。 そ こでボールインパク ト試験を行い、 加工部をセロテープ （登録商標） 剥離し、 めっき層 剥離の有無を目視判定した。
〇： めっき層の剥離なし
X ： めっき層が剥離 前記で製造した溶融亜鉛めつき銅板について以下の調査を行った。 調査結果を表 3に 示す。
鋼板断面組織は 3 %ナイタール溶液で組織を現出し、'板厚 1 4位置 （表面から板厚 の 4分の 1に相当する深さの位置） を走査型電子顕微鏡 （S EM) を用いて倍率 100 0倍で観察し、 '撮影した組織写真からフェライト相の面積率を定量化した （組織の定量 化は、 例えば Ad o b e社製の Ph o t o S h o p等の画像処理ソフトを用いて行な うことが出来る） 。 マルテンサイトと残留オーステナイ トの合計面積率は、 組織の細か さに応じて 1000〜3000倍の適切な倍率の S EM写真を撮影し、 フェライ ト以外 の部分の炭化物の析出していないと目視で判断される部分を定量化した。 焼き戻しマル テンサイト、 焼き戻しべィナイ ト、 べィナイトはフェライ ト、 マルテンサイ ト、 残留ォ ーステナイ ト、 パーライ ト以外の部分とし、 焼き戻しマルテンサイ ト、 焼き戻しべイナ イト、 べィナイトの合計面積率を定量化した。 尚、 組織の定量化は上記の画像処理ソフ トを使用して行なうことが出来る。
引張特性は、 J I S 5号試験片を用いて J I S Z 2241に準拠した方法で行つ た。 TS (引張強さ） 、 T. E 1 (全伸び） を測定し、 強度と全伸びの積 （TS XT. E 1 ) で される強度一伸ぴバランスの値を求めた。
穴拡げ試験は鉄連規格 J FST 1001に準じて試験を行い、 各試料条件につき、 3回の試験の平均値を求めた。
ナノ硬さは表面から板厚 1 4位置 （表面から板厚の 4分の 1に相当する深さの位 置） で測定を行い、 Hy s i 1; 0 11社の丁1 1803〇0?£を用ぃて3〜5；! ^1間 隔で 7点 X 7〜8点で 49〜56点測定した。 圧痕は 1辺が 300〜800 nmの三角 形どなるように、 負荷荷重を主として 1000 μΝとし、 一部圧痕の一辺が 800 nm を超えるような場合には、 500 /Z Nとした。 測定は結晶粒界や異相境界を除く位置で 行った。 標準偏差 σは、 η個の硬さデータ Xに対し、 前述の式 （1) により求めた。 表層の S i、 Mnの固溶量を測定するため、 F I B加工した薄膜断面試料に対して、 TEM— EDSでめつきノ母材界面直上より下地鋼板側深さ 0. 5 mまでの領域で外 乱を防ぐため析出物のない部分の S iおよび Mnの点分析を行った。 任意の 10点の測 定を行いその平均値を固溶量の評価値とした。 合金化処理したもの （GA) については、 母材平均組成として表 1に記載の化学成分 （S i、 Mn) を使用し、 前記で求めた固溶 量 （平均値） の表 1の化学成分値に対する比を求め、 この比を表 3に記載した。
表 1
(質量
Figure imgf000021_0001
Figure imgf000022_0001
Figure imgf000023_0001
下線部:本発明範囲外
これらの結果から明らかなように、 本発明で規定する要件を満足することにより、 τ
S≥ 78 OMP aで、 TS X全伸び≥ 1 500 OMP a · %、 TS X穴広げ率≥450 0 OMP a · %を達成する成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板を製造することが 可能となる。 また請求項 8又は 9で規定する要件を満足するものは、 めっき密着性が良 好である。 産業上の利用可能性
本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板は、 自動車、 電気等の産業分野において、 薄肉化、 耐食性が求められている部品に使用する高強度溶融亜鉛めっき鋼板として利用すること ができる。 本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法は、 上記高強度溶融亜鉛めつ き鋼板を製造する方法として利用することができる。

Claims

請求の範囲
1. 銅の化学成分として、 質量0 /0で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i ： 0. 60超え 〜 2. 0 %、 Mn ： 0. 50〜 3. 50%、 P ： 0. 003〜 0. 100%、 S ： 0. 0 10%以下、 1 : 0. 010〜0. 06%ぉょぴ^^ : 0. 007%以下を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ鋼板組織は、 ナノ硬さの標準偏差が 1. 5 OGP a以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
2. 鋼の化学成分として、 質量。 /0で、 C ： 0. 05〜0. 3%、 S i : 0. 60超え 〜 2. 0 %、 Mn ： 0. 50〜 3. 50%、 P ： 0. 0ひ 3〜ひ · · 100 %、 S ： 0. 010%以下、 八 1 : 0. 010〜0. 06%および N： 0. 007%以下を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなり、 かつ、 鋼板組織は、 フェライ トを面積率で 20%以上、 焼き戻しマルテンサイトと焼き戻しべィナイ トとべイナィトを合計面積率 で 10%以上含み、 かつ、 フェライ トと焼き戻しマルテンサイ トと焼き戻しべィナイ ト とべイナィ トの合計面積率が 90%以上であり、 かつナノ硬さの標準偏差が 1. 50G P a以下であることを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき銅板。
3. 請求項 1または 2に記載の銅は、 質量％で、 C r ： 0. 005〜2. 00°/0、
V ： 0. 005〜 2. 00%, Mo ： 0. 005〜 2. 00%、 N i : 0. 005〜 2. 00%および Cu : 0. 005〜2. 00%から選ばれる 1種または 2種以上の元素を 更に含有することを特徴とする請求項 1または 2に記載の成形性に優れた高強度溶融亜 鈴めつき銅板。
4. 請求項 1〜3のいずれかに記載の銷は、 質量％で、 T i : 0. 01〜0. 20% および Nb ： 0. 01〜0. 10%から選ばれる 1種または 2種の元素を更に含有する ことを特徵とする請求項 1〜 3のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつ き鋼板。
5. 請求項 1〜4のいずれかに記載の鋼は、 質量％で、 B : 0. 0002〜0. 00 5 %を更に含有することを特徴とする請求項 1〜4のいずれかに記載の成形性に優れた 高強度溶融亜鉛めつき鋼板。
6. 請求項;！〜 5のいずれかに記載の銅は、 質量％で、 C a : 0, 001〜0. 00 5%および REM : 0. 001-0. 005%から選ばれる 1種または 2種以上の元素 をさらに含有することを特徴とする請求項 1〜 5のいずれかに記載の成形性に優れた高 強度溶融亜鉛めつき鋼板。
7. さらに、 鋼板組織は、 残留オーステナイトおよびマルテンサイ トの合計面積率が 5 %以下であることを特徴とする請求項 1〜 6のいずれかに記載の成形性に優れた高強 度溶融亜鉛めつき銅板。
8. 請求項 1〜 7のいずれかに記載の高強度溶融亜鉛めつき銅板であって、 めっき 地鉄界面から深さ 0. 5 μ mまでの領域の地鉄表層部における平均固溶 S i量及び平均 固溶 Mn量が何れも 0. 5m a s s %以下であることを特徴とする成形性に優れた高強 度溶融亜鉛めつき鋼板。
9. 前記高強度溶融亜鉛めつき鋼板はめつき層中 F e%が 7〜1 5%の高強度合金化 溶融亜鉛めつき銅板であり、 かつめつき Z地鉄界面から深さ 0. 5 mまでの領域の地 鉄表層部における平均固溶 S i量と平均固溶 Mn量は、 平均固溶 S i量が母材平均組成 の S i量の 70〜90%であり、 平均固溶 Mn量が母材平均組成の Mn量の 50〜9
0 %であることを特徴とする請求項 1〜 7のいずれかに記載の成形性に優れた高強度溶 融亜鉛めつき鋼板。
1 0 . 請求項 1〜6のいずれかに記載の成分を有するスラブを熱間圧延、 冷間圧延し た後、 直火炉型または無酸化炉型の加熱帯を有する連続溶融亜鉛めっきラインにて焼鈍 するに際し、 加熱帯において 4 0 から加熱帯出側温度までの平均加熱速度が 1 0 Z s以上で加熱帯出側温度が 6 0 0で以上になるように加熱し、 次いで、 還元帯におい て平均加熱速度 0 . ：!〜 1 O tZ sにて最高到達温度 7 5 0で以上まで加熱し 3 0 s以 上保持した後、 7 5 0 から 3 5 0で以下まで平均冷却速度 1 O tZ s以上で冷却し、 続いて 3 5 以上 7 0 以下になるように加熱して 1 s以上保持した後に溶融亜鉛 めっきを施す、 或いは更に溶融亜鉛めつき後に 4 9 0〜5 5 0でに加熱して合金化処理 を施すことを特徴とする成形性に優れた高強度溶融亜鉛めつき銅板の製造方法。
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