WO2009081997A1 - 高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

高強度溶融亜鉛めっき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

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dip galvanized
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Yoshitsugu Suzuki
Hiroshi Matsuda
Takashi Kawano
Yusuke Fushiwaki
Yoshiharu Sugimoto
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Jfe Steel Corporation
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Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-dip galvanized copper plate and a high-strength galvannealed steel plate having excellent formability and excellent plating characteristics used in industrial fields such as automobiles and electricity. is there.
  • Patent Document 1 defines the chemical composition, hot-rolling conditions, and annealing conditions, thereby providing a low-yield ratio high-tensile steel plate excellent in surface properties and bending workability, and its manufacturing method.
  • Patent Document 3 specifies hot rolling conditions and annealing conditions for steels of predetermined components.
  • Patent Document 4 proposes a copper plate with excellent collision safety and formability by specifying the martensite fraction, its particle size and mechanical properties, and its manufacturing method. ing.
  • Patent Document 5 the chemical composition, the constituent phase, and the hardness ratio thereof are defined, so that the steel sheet has excellent stretch flangeability.
  • Patent Document 6 the chemical composition and the constituent phase, the grain size, the hardness ratio, etc.
  • a steel sheet with excellent fatigue characteristics has been proposed. These steel plates may be plated on the surface for the purpose of improving the anti-rust properties during actual use.
  • alloyed hot dip zinc plating in which heat treatment is applied after plating and Fe of the steel sheet is diffused into the plating layer, is often used.
  • Various copper plates have been developed.
  • Patent Document 7 specifies a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet with excellent ductility and workability by specifying the chemical composition and the amount of retained austenite, and its manufacturing method. In No.
  • Patent Document 9 specifies the chemical composition, the ferrite particle size, its texture and martensite fraction, thereby providing a high strength steel plate with excellent stretch flangeability, shape freezing property and impact resistance, and high strength.
  • a hot-dip galvanized copper plate and a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel plate and their manufacturing methods have been proposed.
  • Patent Documents 10 to 13 propose a method for producing a copper plate having excellent elongation, hole expansion, and bendability by prescribing heat treatment conditions in a continuous hot dip galvanizing line for steel of a predetermined component. ing.
  • Patent Documents 14 and 15 high-strength molten zinc-plated copper plate and high-strength molten zinc galvanized with excellent stretch flangeability and bendability by specifying the chemical components and manufacturing conditions for the hot-dip galvanized line Steel plate manufacturing methods and equipment have been proposed.
  • Patent Document 16 specifies the chemical composition and martensite amount, and the Fe concentration in the plating film, so it has excellent shape freezing property, plating adhesion and ductility.
  • Steel sheets proposes steel sheets with excellent ductility, flaming properties, and powdering properties by specifying the chemical composition and the amount of retained austenite, and the Fe and A 1 concentrations in the plating film.
  • Patent Document 18 a Si-Mn enriched layer formed in the vicinity of the interface between the plated steel sheet and the base steel sheet is appropriately used to ensure the appearance of the plated surface even in high Si and high Mn steel.
  • Patent Document 19 proposes a high-strength galvannealed steel sheet that is excellent in formability and plating adhesion by specifying chemical components and production conditions.
  • Patent Document 1 Japanese Patent No. 1853389
  • Patent Document 2 Japanese Patent Publication No. 2003-505604
  • Patent Document 3 Japanese Patent No. 3610883
  • Patent Document 4 JP-A-11-61327
  • Patent Document 5 Japanese Patent Laid-Open No. 10-60593
  • Patent Document 6 Japanese Patent Laid-Open No. 7-11383
  • Patent Document 7 Japanese Patent No. 3527 092
  • Patent Document 8 Japanese Unexamined Patent Publication No. 2003-21 3369
  • Patent Document 9 Japanese Patent Laid-Open No. 2003-21 3 370
  • Patent Document 10 Japanese Patent No. 28 621 8 6
  • Patent Document 11 Japanese Patent No. 28 621 87
  • Patent Document 12 Japanese Patent No. 27 610 95
  • Patent Document 13 Japanese Patent No. 27 610 96
  • Patent Document 14 JP-A-6-93340
  • Patent Document 15 JP-A-6-108 1 52
  • Patent Document 16 Japanese Patent Application Laid-Open No. 200 4-1 1 5843
  • Patent Document 17 Japanese Patent Application Laid-Open No. 200 2-4 7 535
  • Patent Document 18 Japanese Patent Laid-Open No. 200 1-2 8 8550
  • Patent Document 19 Japanese Patent No. 34 595 0 0
  • Patent Document 1 stipulates that annealing is performed in a single-phase region, and thereafter cooling is performed at 6 to 20 ° C / s to 400 ° C. It is necessary to consider adhesion, and it is necessary to raise the temperature before plating in order to cool to 400 ° C or less, and it is necessary to raise the temperature before plating. It cannot be manufactured with a continuous hot-dip galvanizing line.
  • Patent Documents 2, 3, 4, 6, 7, 9 The flangeability is not taken into consideration, and in particular, when hot-dip zinc plating is applied, plating adhesion and stretch flangeability cannot be stabilized.
  • Patent Document 5 proposes to ensure stretch flangeability by using ferrite and bainite or pearlite as the constituent phases, but in this case, sufficient ductility cannot be obtained.
  • Patent Document 8 attempts to improve stretch flangeability and impact resistance by regulating the chemical composition and martensite particle size and area ratio. When applied, good stretch flangeability cannot be obtained stably.
  • Patent Document 10 has excellent ductility but does not consider hole expandability and bendability.
  • Patent Documents 11 and 12 have excellent hole expandability and bendability but do not consider ductility.
  • Patent Documents 13 and 13 the main purpose is to improve ductility, and the hole expandability is not sufficient, and the application sites of these invention steels are limited.
  • 'In Patent Documents 14 and 15 it is necessary to generate tempered martensite during the heat treatment in the hot dip galvanizing line, so there is no facility to reheat after cooling to the M s point or lower. is necessary.
  • Patent Documents 16 and 17 can secure tightness and adhesiveness, but do not consider stretch flangeability, especially when plated with molten zinc. Stretch flangeability cannot be obtained stably.
  • Patent Document 18 the surface appearance is said to be excellent when a Si—Mn concentrated layer is present at the grain boundary near the interface, but it is not sufficient for ensuring mechanical properties, and There is a misunderstanding when characteristic variations are significant.
  • Patent Document 19 proposes a copper plate that is excellent in formability and plating adhesion by defining chemical components and production conditions. However, only the components and production conditions defined in Patent Document 19 are proposed. However, a steel sheet with large variations in characteristics and excellent formability cannot always be obtained.
  • the present invention solves the above-described problems, has a good plating property, and has an excellent formability of tensile strength 5990 MPa high-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel
  • the manufacturing method of a steel plate is provided. Disclosure of the invention
  • the gist of the present invention for achieving the above object is as follows.
  • Mass as a chemical component. / 0 C: 0.005% to 0.12%, S i: 0.7% to 1.8%, Mn: 0.5% to 2.8%, P: 0.1% or less , S: 0.07% or less, A1: 1.0% or less, N: 0.008% or less, with the balance being Fe and inevitable impurities, DFF (Direct Fired Furnace) type or CGL with NO F (Non Oxidizing Furnace) type heating zone, CO / H 2 0 ratio (capacity ratio) of atmospheric gas composition in the heating zone is 0.001 or more and 0.8 or less
  • the temperature is 700 ° C or higher and the temperature deviation in the width direction is less than 20 ° C, and the average heating rate from 400 ° C to the heating zone outlet temperature in the heating zone is 10 ° CZ s or more.
  • the steel plate of (1) is further mass as a chemical component. / 0 C r: 0.05% or more 1. 2% or less,: 0.005% or more and 1.0% or less, Mo: 1 or 2 types selected from 0.005% or more and 0.5% or less It contains the above elements
  • the steel plate of (1) or (2) is further used as a chemical component in terms of mass%, T i: 0.01% or more and 0.1% or less, N b: 0.01% or more and 0.1% or less, B: 0.003% or more 0.005% or less, Ni: 0.05% or more 2.0. /. Cu: 0.05% or more and 2.0% or less, one or more elements selected from (1) or (2) high strength molten dumbbell-plated steel sheet Manufacturing method.
  • the steel plate of any one of (1) to (3) has a chemical content of C a: 0.001% or more and 0.005% or less, R EM: 0.001% or more and 0.005% as chemical components.
  • the inventors have invented a method for producing steel sheets and a method for producing high-strength galvannealed steel sheets.
  • the present inventors In addition to examining in detail the relationship between the hardness difference and fraction of each phase as described above, and the mechanical properties, the present inventors also have the potential to change the characteristics and improve them when plating is applied. Was also examined. In the examination, especially in the heat treatment in the hot dip galvanizing line, there is no need for special equipment, and the characteristics of DP steel consisting of non-tempered martensite that is considered to be the most stable production possible. The research was advanced in detail focusing on the possibility of improvement.
  • the solid solution strengthening ability of ferrite is improved.
  • One of the features of the present invention is that it is possible to ensure stretch flangeability by optimizing the volume fraction, although the effect of reducing the hardness difference is not sufficient even if it is utilized. Specifically, by setting the volume fraction of ferrite to 90% or more, it is possible to suppress the deterioration of stretch flangeability due to the hardness difference. At this time, the ferrite HV (Vickers hardness) is set to 1 2 By setting it to 0 or more, it becomes possible to secure strength, and the steel sheet structure of the present invention can be obtained.
  • the steel sheet structure has, as a chemical component, C: 0.05% or more and 0.12% or less, Si: 0.7% or more and 1.8% or less, and Mn: 0.5% as a chemical component. 2.8% or less, P: 0.1% or less, S: 0.07% or less, A1: 1.0% or less, N: 0.08% or less, the balance being Fe
  • steel plates made of unavoidable impurities were annealed in the temperature range of 700 to 90 ° C for 15 to 60 ° s, followed by cooling at a cooling rate of 3 ° CZ s or more. After cooling to a temperature in the temperature range of ⁇ 5 50 ° C, melt the steel from 4 0 0 to 5 0 0 ° C within 2 00 s. It is obtained by dipping and applying hot-dip zinc plating.
  • the distribution of oxides (Si, Mn) present at the interface between the plating layer and the steel plate It was found that it has an effect on stretch flangeability. It was also found that the stretch flangeability can be secured stably by reducing the abundance of such oxides at the grain boundary of the steel sheet surface layer. Specifically, by setting the length of the grain boundary where oxide is deposited to 50% or less of the total length of the grain boundary in the region up to 3 ⁇ ⁇ 1 of the surface layer directly under the plating layer, the stretched flange Sex is stable.
  • the average length along the grain boundary of the oxide deposited at the grain boundary in the region up to 3 ⁇ below the surface layer of the steel layer directly below the plating layer is 0.3 / zm or less, it is even more stable and excellent. It is possible to ensure stretch flangeability.
  • This effect is basically the same in the case of other structural structures, but it has a great effect especially in the case of DP copper using martensite and fluoresce that are not tempered and are the structure of the steel sheet of the present invention.
  • the steel of the present invention which uses harder tempered martensite and ferrite, is used during shearing such as punching or This is thought to be because the occurrence of voids in the surface area of the steel sheet during the drawing flange forming after shearing becomes significant.
  • CGL with DFF type or NO F type heating zone has a COZH 2 0 ratio of atmospheric gas composition in the heating zone of 0.001 to 0.8 (capacity ratio), and the steel plate temperature on the heating zone exit side
  • the temperature deviation in the width direction should be less than 20 ° C at 700 ° C or higher, and the average heating rate in the temperature range from 400 ° C to the heating zone outlet side temperature in the heating zone should be 10 ° C s or more.
  • the length of the grain boundary where inclusions such as oxide precipitates are 50% of the total length of the grain boundary in the region up to 3 ⁇ of the iron surface layer immediately below the adhesion layer.
  • the hot dip galvanizing is performed by immersing the hot dip galvanizing bath at 440 to 500 ° C and the steel plate temperature at 440 to 550 ° C.
  • the DP steel composed of untempered martensite and ferrite which has conventionally been difficult to ensure stretch flangeability, greatly increases the fraction of ferrite.
  • the effect of the hardness difference with the second phase on the deterioration of stretch flangeability is reduced to enhance the stretch flangeability of the steel plate itself, and further, the steel plate structure near the interface with the plating layer is optimized to ensure stable dispersion. It is possible to ensure good stretch flangeability, and at the same time, it is possible to ensure strength even if the fraction of the hard second phase is reduced by solid solution strengthening of the ferrite phase, and the excellent workability of the ferrite phase is maximized It is characterized by the fact that it is used for securing ductility.
  • the inventors of the present invention have developed a viewpoint of the steel plate structure in the vicinity of the fitting layer and the chemical composition, in order to obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility and stretch flangeability. From earnest research. As a result, it has been difficult to secure stretch flangeability. Even in DP steel composed of martensite and ferrite that has not been tempered, in addition to controlling the ferrite fraction and hardness, the oxide formed on the steel sheet near the interface with the plating layer must be optimally controlled. As a result, a sufficient stretch flangeability can be ensured, and a manufacturing method has been invented for a copper plate excellent in ductility and plating adhesion.
  • the C is an indispensable element for increasing the strength of the steel sheet. If it is less than 0.005%, it is difficult to ensure the strength of the steel sheet and satisfy the specified characteristics. On the other hand, if the C content exceeds 0.12%, it becomes difficult not only to secure a ferrite fraction of 90% or more, but also the weldability and the heat affected zone are hardened, and the weldability deteriorates. From this point of view, the C content is within the range of 0.05% to 0.12%. In order to stably secure the ferrite fraction, it is preferably less than 0.08%, more preferably less than 0.04%.
  • Si is a ferrite-forming element and is an element effective for strengthening the solid solution of ferri iron. It is necessary to add 0.7% or more to ensure ductility and ferrite hardness. However, excessive addition of Si causes the deterioration of surface properties and plating adhesion due to the occurrence of red scale. Therefore, the addition amount of Si is set to 0.7 to 1.8%. Preferably, it exceeds 0.9%.
  • Mn 0.5% or more 2.8% or less
  • Mn is an effective element for strengthening steel. It is an element that stabilizes austenite and is an element necessary for adjusting the fraction of the second phase. For this purpose, Mn should be added in an amount of 0.5% or more. On the other hand, if Mn is added in excess of 2.8%, the second phase fraction will be excessive, and it will be difficult to secure the ferrite fraction. Therefore, the Mn content should be 0.5% or more and 2.8% or less. Preferably it is 1.6% or more.
  • P 0.1% or less
  • P is an element effective for strengthening steel, but if added over 0.1%, brittleness is caused by grain boundary segregation and impact resistance is degraded. If it exceeds 0.1%, the compounding speed will be significantly delayed. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • Mn S is an inclusion such as Mn S, which causes impact resistance degradation and cracks along the metal flow of the weld, so it is better to be as low as possible.
  • a 1 (s o l. A 1): 1.0% or less
  • a 1 is a ferrite-forming element, and is an effective element for controlling the amount of ferrite produced during production.
  • the amount of A 1 added is 1.0% or less. Preferably, it is 0.5% or less.
  • N is the element that causes the most deterioration in the aging resistance of copper. The smaller the amount, the better. The amount of N is more than 0.008%, and the deterioration of aging resistance becomes significant. Therefore, the N content is 0.008% or less.
  • the steel sheet of the present invention is mainly composed of the above basic components and iron.
  • the main component does not impair the inclusion of inevitable impurities and the above basic components, but rather does not impede the inclusion of elements that can improve these functions or improve mechanical and chemical properties.
  • it can contain one or more elements selected from the following Cr, V, and Mo. ,
  • C r 0.05% or more 1.2% or less
  • V 0.005% or more 1.0% or less
  • M o 0.005% or more 0.5% or less
  • Cr, V, and Mo have an action of suppressing the formation of pearlite during cooling from the annealing temperature, and can be added as necessary.
  • the effect is obtained when Cr is 0.05% or more, V is 0.005% or more, and Mo is 0.005% or more.
  • Cr is added in excess of 1.2%, V: 1.0%, and Mo: 0.5%, there is a concern that the strength is significantly increased due to excessive second-phase fraction. Therefore, these When elements are added, the amounts shall be Cr: 1.2% or less, V: 1.0% or less, and Mo: 0.5% or less, respectively.
  • one or more elements can be contained from the following Ti, Nb, and B.
  • T i 0.01% or more and 0.1% or less
  • N b 0.01% or more and 0.1% or less
  • Ti and Nb are effective for precipitation strengthening of steel, and the effects are obtained at 0.01% or more, respectively, and can be used for strengthening copper within the range specified in the present invention. However, if it exceeds 0.1%, the workability and the shape freezing property decrease. Therefore, when adding Ti and Nb, the added amounts are 0.01% or more and 0.1% or less, and Nb: 0.01% or more and 0.1% or less.
  • B has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundary, so it can be added as necessary.
  • the effect is obtained at 0.0003% or more.
  • the content should be 0.0003% or more and 0.0050% or less.
  • Ni 0.05% to 2.0%
  • Cu 0.05% to 2.0%
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel and can be used for strengthening steel as long as they are within the range specified in the present invention. It also promotes internal oxidation and improves plating adhesion. The effect is obtained at 0.05% or more respectively. However, if added over 2.0%, the workability of the steel sheet is reduced. Therefore, when adding Ni and Cu, the added amount should be 0.05% or more and 2.0% or less, respectively.
  • C a 0.001% or more and 0.005% or less
  • REM 0.001% or more and 0.005% or less
  • C a and R EM are effective elements for spheroidizing the shape of the sulfide and improving the adverse effect of the sulfide on stretch flangeability.
  • the effect is obtained at Q.001% or more respectively.
  • excessive addition causes an increase in inclusions and the like.
  • the balance other than the above is Fe and inevitable impurities.
  • a steel sheet having the above chemical composition is heated and annealed using a CGL (continuous hot dip galvanizing line) having a DFF type or NOF type heating zone, and then subjected to fusion staking.
  • CGL continuous hot dip galvanizing line
  • the steel sheet is a CGL with a DFF type or NOF type heating zone.
  • the Fe scale is attached to the surface of the copper plate. In the next reduction zone, it becomes an oxygen supply source, and the steel sheet surface layer is internally oxidized.
  • the steel sheet temperature on the heating zone is less than 700 ° C, the amount of Fe scale generated is insufficient.Therefore, an internal oxide layer is not formed during reductive annealing in the reduction zone. Alloy unevenness due to delay in alloying occurs and plating adhesion deteriorates. Since the desired structure cannot be obtained unless the steel sheet temperature on the heating zone is less than the annealing temperature in the reduction zone, the steel plate temperature on the heating zone should be less than the annealing temperature in the reduction zone. When the heating strip side plate temperature is higher than the above temperature, the ratio of grain boundaries where oxides exist exceeds 50%, and the average length along the grain boundaries of oxides exceeds 0.3 ⁇ .
  • the steel plate temperature on the heating zone side needs to have a temperature deviation in the width direction of less than 20 ° C.
  • the temperature deviation is 20 ° C or more, the amount of formation of the copper plate structure and the internal oxide layer in the width direction changes, and the difference in local mechanical properties increases, resulting in uneven deformation behavior during plastic working. As a result, stretch flangeability deteriorates.
  • the temperature deviation in the width direction of the steel sheet temperature on the heating zone exit side can be adjusted by adjusting the output of one burner installed in the width direction of the heating zone. Specifically, since the temperature at both ends of the steel plate is likely to rise, of the two burners installed in the width direction, for example 4 burners, 2 By reducing the output by adjusting the flow rate of the combustion gas while observing the temperature distribution by the radiation thermometer in the width direction, the temperature deviation in the width direction can be suppressed to less than 20 ° C.
  • the average rate of temperature rise from 400 ° C to the heating zone outlet temperature in the heating zone shall be 10 ° C / s or more. If the average rate of temperature rise is less than 10 ° CZ s, oxygen supplied from the heating zone atmosphere diffuses during the temperature rise process, and an excessive internal oxide layer is formed by diffusion into the surface layer of the steel sheet. As a result, in the region up to the surface layer 3 directly below the meshing layer, which has the greatest effect on stretch flangeability when subjected to reduction annealing in the next reduction zone, the oxides, etc. Stretch flangeability deteriorates when the length of grain boundaries where inclusions precipitate exceeds 50%, or the average length along the grain boundaries of oxides precipitated at grain boundaries exceeds 0.3 ⁇ . . The reason why the temperature is 400 ° C or higher is that an Fe scale is not formed at temperatures below 400 ° C.
  • the CO, H 2 0 ratio (capacity ratio) of the atmospheric gas composition in the heating zone shall be 0.001 or more and 0.8 or less.
  • Combustion gas such as coke gas is mixed in the heating zone, so the gas composition is diverse.
  • CO which is a kind of unburned gas, becomes H 2 0 by releasing equilibrium with H 2 0.
  • H 2 O decomposes on the copper plate surface and releases O to oxidize the copper plate. Therefore, to actively oxidize the steel sheet, it is necessary to suppress the CO concentration and increase the relative amount of H 2 0.
  • the reduction effect is excellent even if the DFF outlet temperature is set to 700 ° C or higher, so the amount of Fe acid can not be secured, and alloy unevenness due to non-plating, alloying delay, alloying delay This is unsuitable because it is difficult to ensure plating adhesion.
  • it is less than 001, the amount of Fe oxidation in the heating zone becomes excessive, so it cannot be reduced in the reduction zone, the proportion of grain boundaries where oxides exist exceeds 50%, and the oxide grain boundaries It is not suitable because the average length along the line exceeds 0.3 ⁇ .
  • the atmospheric gas composition of DFF or NOF has been controlled by burning so-called coke gas mixed with air.
  • Kotasugasu Koh one task components, such as by the origin of the coal, because the composition fluctuates from day to day, simply, les, such control over CO / H 2 0 ratio only by combustion is mixed with air while to force. Therefore, this departure In order to control the COZH 2 o ratio, it is necessary to install co and water vapor generators outside the furnace and mix them separately if they do not fall within the above range.
  • the ferrite fraction should be 90% or more, and HV 120 or more. If the annealing temperature is less than 700 ° C, if the annealing time is less than 15 seconds, the carbides in the steel sheet will not dissolve sufficiently, or the recrystallization of ferrite will not be completed and the target characteristics will be obtained. There may not be.
  • the annealing temperature exceeds 9400 ° C, the growth of austenite grains is remarkable, which causes a decrease in the nucleation sites of ferrite from the second phase caused by cooling after annealing.
  • the organization may not be obtained.
  • annealing with an annealing time exceeding 600 seconds causes an increase in cost due to a large energy consumption. For this reason, the annealing temperature is set to 700 to 94 ° C, and the annealing time is set to 15 to 600 seconds.
  • Hot-dip galvanized steel is a hot-dip galvanized steel sheet (not subjected to the alloying treatment of the plating layer. In this specification, it may be described as GI) 0.1 2 to 0.2 2% by mass 1 A plating bath, alloyed hot-dip galvanized steel sheet (thing to be alloyed after hot-dip galvanizing. Sometimes referred to as GA in this specification.) 0.0 8 to 0 at the time of manufacture 1 8% by mass dissolution A 1% plating bath, infiltrate the steel sheet into the mating bath at a plate temperature of 44 to 50 ° C, and adjust the adhesion amount by gas wiping. Hot-dip zinc plating bath The temperature may be in the normal range of 44 to 500 ° C.
  • the steel sheet When further alloying is performed, the steel sheet is heated to 46 to 60 ° C for treatment. It is desirable to do. When the temperature exceeds 600 ° C., carbides precipitate from untransformed austenite (in some cases pearlite) The target organization cannot be obtained, ductility deteriorates, and powdering also deteriorates.
  • the amount of plating is 20 to 150 gZm 2 per side. If it is less than 20 gZm 2, the corrosion resistance will deteriorate. 150 gZm 2 exceeded is cost, and corrosion resistant effect is saturated.
  • the degree of alloying (Fe% in the film) should be 7-15% by mass. If it is less than 7% by mass, alloying unevenness will occur and the appearance will deteriorate, or the so-called ⁇ phase will be generated and the slidability will deteriorate. If it exceeds 15% by mass, a large amount of hard and brittle ⁇ phase will be formed and the plating adhesion will deteriorate.
  • the ratio of grain boundaries where precipitates exist is determined by measuring the length of the crystal grain boundaries observed and the length of the precipitates occupying the grain boundaries from the SEM or TEM cross-sectional images. Can be evaluated. At this time, it is also effective to perform image processing such as “Niihi” according to the situation. Similarly, the length along the grain boundary of the oxide deposited at the grain boundary can be measured from the cross-sectional observation image of SEM or TEM.
  • the steel plate may be heat-treated in any equipment except for CGL having a DFF type or NOF type heating zone. Les. Further, in the present invention, it is assumed that the steel material is manufactured through ordinary copper making, forging, and hot rolling processes, but some or all of the hot rolling process is omitted by thin forging, for example. It may be produced.
  • the raw material copper plate may be either a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet that has undergone a cold rolling process after the hot rolling process.
  • the steel pieces obtained by melting the steels having the chemical components shown in Table 1 were hot-pressed, pickled, and cold-rolled into 1.2 mm thick cold-rolled steel sheets. After that, the heating and discharging side temperature and the air ratio and, if necessary, H 2 O and CO were introduced into the heating zone, and the C OZH 2 0 ratio was appropriately changed and heated at the same time. .
  • the DFF steel sheet temperature and the temperature distribution in the width direction were measured with a radiation thermometer. After heat treatment in the austenite single-phase region or in the two-phase region, plating was performed in a 463 ° C zinc bath, or further alloying treatment was performed. The obtained steel sheet was subjected to 0.3% temper rolling.
  • the width direction temperature deviation of the copper strip temperature on the DFF exit side is based on the two burner outputs at both ends of the burner installed in the width direction in the heating zone, while observing the temperature distribution by the radiation thermometer in the width direction. Adjustment was made by a method that suppresses the temperature deviation by reducing the flow rate of the combustion gas. If the output at both ends is exactly the same as the output of two burners at the center, the temperature at both ends will rise, and the temperature deviation in the width direction will exceed 20 ° C.
  • the cross-sectional structure of the steel sheet (the plane parallel to the rolling direction) was observed with a scanning electron microscope (SEM) at a magnification of 200 and 100, and the area ratio of each phase was measured. The structure was identified.
  • SEM scanning electron microscope
  • samples that were heat-treated at 200 ° CX for 2 hours and samples that were left in the product (without tempering at 200 ° C for 2 hours) were used for the microstructure observation samples. It used for the test.
  • This heat treatment at 200 ° CX for 2 hours does not change the phase fraction, and carbides are produced only from martensite. It was made to be distinguishable from residual austenite soot, and it was confirmed by comparison with the sample as it was that there were no other changes.
  • the specimen steel is mirror-polished in a cross section perpendicular to the rolling direction of the steel sheet to produce a cross-section sample at the Z base metal interface. Made.
  • the ratio of the length of the precipitates to the grain boundaries was obtained by using the SEM with a magnification of 5000 times and obtaining five views of the backscattered electron images near the plating Z base metal interface.
  • the length included in the range of the depth of the underlying copper plate to 3 ⁇ and the lengths of the individual precipitates occupying the grain boundaries were measured, and the ratio was calculated.
  • the average value of the observed five fields of view was used as the evaluation value.
  • the average length of the precipitates present at the grain boundaries was calculated by measuring the length in the direction along the grain size of each precipitate in the evaluation of the above SEM image.
  • the tensile test was performed in accordance with JI S Z 2 241 on a test piece obtained by processing a steel plate into a J I S 5 test piece.
  • TS tensile strength
  • T.E1 total elongation
  • TS tensile strength
  • T.E1 total elongation
  • Limit hole expansion rate (%) ⁇ (D f -D 0 ) / D. ⁇ XI 00
  • D f is the hole diameter (mm) at the time of crack occurrence
  • D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • the plating characteristics for non-alloyed hot dip galvanized steel sheets, the adhesion with ⁇ n was evaluated after plating. For alloy ⁇ hot dip galvanized steel sheets, the appearance and adhesion after alloying (powdering) Gender).
  • the appearance of the alloyed hot-dip galvanized steel sheet was evaluated by visually observing the appearance after the alloying treatment, and “X” when there was no alloying unevenness and non-plating, and “X” when there was uneven alloying and non-plating.
  • adhesion was measured by measuring the Zn count with fluorescent X-rays when the tape surface was 90 ° bent and bent back, and the Zn count was measured by fluorescent X-ray. In light of the rating, those with ranks 1 and 2 were evaluated as good ( ⁇ ), and those with rank 3 or higher were evaluated as poor (X).
  • Tables 2 to 5 summarize the evaluation results. As is clear from these results, the steel sheet that satisfies the requirements specified in the present invention has the required tensile strength and strength. -Excellent balance between the value of stretch balance and stretch flangeability, and good squeezing characteristics, indicating that the target characteristics have been obtained.
  • V Ferrite surface area ratio
  • VM Martensite area ratio not tempered
  • HV a Ferrite hardness
  • Grain boundary length The length of the grain boundary where oxides are deposited (%) with respect to the total length of the grain boundary in the region up to 3 m in the surface layer of the iron steel just below the plating layer
  • Average length of oxide Average length along the boundary of oxides deposited at grain boundaries in the area up to 3 m of the surface layer of the iron steel directly under the plating
  • Grain boundary length The length of the grain boundary where oxides are deposited with respect to the total length of the grain boundary in the region up to 3; / m in the surface layer of the railway just below the plating layer (%)
  • Average length of oxide Average length along the grain boundary of the oxide deposited at the grain boundary in the region of the surface layer of the steel layer directly below the plating layer up to 3 m
  • a method for producing a high strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength of 5 9 OMP a having excellent plating characteristics and excellent formability, and production of a high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet The industrial utility value is very large, and it is extremely useful for reducing the weight and prevention of automobile bodies, and has a great industrial effect.

Abstract

高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法は、質量％でＣ：０．００５％以上０．１２％以下、Ｓｉ：０．７％以上１．８％以下、Ｍｎ：０．５％以上２．８％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０７％以下、Ａｌ：１．０％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる鋼板を、ＤＦＦ型またはＮＯＦ型の加熱帯を有するＣＧＬで、加熱帯の雰囲気ガス組成のＣＯ／Ｈ２Ｏ容量比を０．００１以上０．８以下とし、加熱帯出側における鋼板温度が７００℃以上で幅方向温度偏差を２０℃未満とし、さらに加熱帯内における４００℃～加熱帯出側温度までの平均昇温速度が１０℃／ｓ以上となるようにして鋼板を加熱し、次に７００～９４０℃の温度域で１５～６００ｓ焼鈍し、引き続き３℃／ｓ以上の冷却速度で４４０～５５０℃の温度域の温度に冷却した後、２００ｓ以内に４４０～５００℃の溶融亜鉛めっき浴に４４０～５５０℃の鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきする。この方法により、良好なめっき外観を有し成形性に優れた引張強度５９０ＭＰａ級の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得る。

Description

高強度溶融亜鉛めつき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法
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成形性に優れ、 良好なめっき 特性を有する高強度溶融亜鉛めつき銅板および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の 製造方法に関するものである。
明
¾ 技術
近年、 地球環境保全の見地から、 自動車の燃書費向上が重要な課題となっている。 このため、 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しよう とする動きが活発である。 し力 しながら、 銅板の高強度化は成形性の低下を招くこ とから、 高強度と高成形性を併せ持つ材料の開発が望まれている。
このような要求に対して、 これまでにフェライト一マルテンサイ ト D u a 1 - P h a s e銅 （D P鋼） や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用した T R I P鋼 (TRansformation Induced Plasticity) など、 種々の複合組織鋼板が開発されて きた。 例えば、 特許文献 1では化学成分と熱延条件と焼鈍条件を規定することによ り、 表面性状と曲げ加工性に優れた低降伏比高張力鋼板およびその製造方法、 特許 文献 2では化学成分とマルテンサイト量および製造方法を規定することにより、 優 れた機械的特性を有する高強度鋼板よびその製造方法、 特許文献 3では所定成分の 鋼に対して熱延条件および焼鈍条件を規定することにより曲げ性に優れた銅板の製 造方法、 特許文献 4ではマルテンサイ ト分率とその粒径および機械的特性を規定す ることにより衝突安全性と成形性に優れた銅板およびその製造方法が提案されてい る。 また、 特許文献 5では化学成分と構成相とその硬さ比を規定することにより、' 伸びフランジ性に優れた鋼板、 特許文献 6では、 化学成分と構成相、 その粒径、 硬 さ比などを規定することにより、 疲労特性に優れた鋼板が提案されている。 これら鋼板は実使用時の防鲭性向上を目的に表面にめっきを施す場合がある。 そ の中ではプレス性、 スポット溶接性、 塗料密着性を確保するために、 めっき後に熱 処理を施してめっき層中に鋼板の F eを拡散させた合金化溶融亜鉛めつきが多く使 用されており、 種々の銅板の開発が進められてきた。
溶融亜鉛めつき鋼板に関する提案としては、 特許文献 7では化学成分と残留ォー ステナイト量を規定することにより延性と加工性に優れた高強度合金化溶融亜鉛め つき鋼板とその製造方法、 特許文献 8では化学成分とマルテンサイト分率とその粒 径を規定することにより伸びフランジ性と耐衝突特性に優れた高強度鋼板、 高強度 溶融亜鉛めつき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板とその製造方法、 特許 文献 9では化学成分とフヱライト粒径とその集合組織およびマルテンサイト分率を 規定することにより、 伸びフランジ性や形状凍結性と耐衝突特性に優れた高強度鋼 板、 高強度溶融亜鉛めつき銅板および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板とその製造 方法が提案されている。
また、 特許文献 1 0〜1 3では所定成分の鋼に対して連続溶融亜鉛めつきライン での熱処理条件を規定することにより、 伸びや穴広げ、 曲げ性の優れた銅板の製造 方法が提案されている。 特許文献 1 4、 1 5では、 化学成分と溶融亜鉛めつきライ ンでの製造条件を規定することにより伸びフランジ性や曲げ性に優れた高強度溶融 亜鉛めつき銅板や高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法および設備が提案されてい る。
さらに、 めっき性やめつき品質も考慮したものとして、 特許文献 1 6で化学成分 とマルテンサイト量、 めっき皮膜中の F e濃度を規定することにより、 形状凍結性、 めっき密着性および延性に優れた鋼板、 特許文献 1 7で化学成分と残留オーステナ イト量、 めっき皮膜中の F e、 A 1濃度を規定することにより、 延性とフレーキン グ性、 パウダリング性に優れた鋼板が提案されている。 また、 特許文献 1 8では、 高 S i、 高 M n鋼においてもめっき表面外観を確保するために、 めっき鋼板と素地 鋼板の界面近傍に形成される S i一 M n濃化層を適切な形態に制御することにより、 不めっき部分のない良好な表面外観を呈する溶融亜鉛めつき銅板が提案されている。 特許文献 19では、 化学成分と製造条件を規定することにより、 成形性とめっき密 着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板が提案されている。
特許文献 1 ：特許第 1853389号公報
特許文献 2 ：特表 2003— 505604号公報
特許文献 3 ：特許 3610883号公報
特許文献 4 ：特開平 11— 61327号公報
特許文献 5 ：特開平 10— 60593号公報
特許文献 6 ：特開平 7— 11383号公報
特許文献 7 ：特許 3527 092号公報
特許文献 8 ：特開 2003 -21 3 369号公報
特許文献 9 ：特開 2003 -21 3 370号公報
特許文献 10 ：特許第 28 621 8 6号公報
特許文献 11 ：特許第 28 621 8 7号公報
特許文献 12 ：特許第 27 610 9 5号公報
特許文献 13 ：特許第 27 610 9 6号公報
特許文献 14 ：特開平 6— 933 4 0号公報
特許文献 15 ：特開平 6— 108 1 52号公報
特許文献 16 ：特開 200 4-1 1 5843号公報
特許文献 17 ：特開 200 2-4 7 535号公報
特許文献 18 ：特開 200 1-2 8 8550号公報
特許文献 19 ：特許第 34 595 0 0号公報
しかしながら、 上述した発明は以下に述べる課題がある。 例えば、 特許文献 1で は、 単相域で焼鈍し、 その後の冷却は 6〜20°C/sで 400°Cまで冷却すること が規定されているが、 溶融亜鉛めつき鋼板の場合、 めっき密着性を考慮する必要が あること、 また 400°Cまでの冷却はめつき浴温以下まで冷却するため、 めっき前 に昇温する必要があり、 めっき浴前に昇温設備を有さない CGL (連続式溶融亜鉛 めっきライン） では製造できない。 また、 特許文献 2、 3、 4、 6、 7、 9では伸 ぴフランジ性は考慮されておらず、 特に、 溶融亜鉛めつきを施した場合は、 めっき 密着性や伸びフランジ性が安定して^ =られない。
特許文献 5では、 構成相をフェライトとべイナィトまたはパーライトとすること により、 伸びフランジ性を確保することを提案しているが、 この場合、 十分な延性 を得ることができない。 特許文献 8では、 化学成分とマルテンサイトの粒径および 面積率の規定により、 伸びフランジ性と耐衝突特性の向上を図っているが、 フェラ ィトとマルテンサイトの複合組織で特に溶融亜鉛めつきを施した場合には、 良好な 伸びフランジ性が安定して得られない。
特許文献 1 0では延性は優れるものの穴広げ性や曲げ性は考慮されておらず、 逆 に特許文献 1 1、 1 2では穴広げ性や曲げ性は優れるものの延性が考慮されていな い。 また、 特許文献 1 3においては、 延性の向上を主目的としており、 穴広げ性は 十分なものではなく、 これらの発明鋼では、 その適用部位は限られたものとなる。 ' また、 特許文献 1 4、 1 5では、 溶融亜鉛めつきライン内での熱処理中に焼戻しマ ルテンサイトを生成させる必要があるため、 M s点以下までの冷却後に、 再加熱す る設備が必要である。
また、 特許文献 1 6、 1 7ではめつき性やめつき密着性は確保可能なものの、 伸 びフランジ性は考慮されておらず、 特に、 溶融亜鉛めつきを施した場合は、 めっき 密着性や伸びフランジ性が安定して得られない。 特許文献 1 8では、 界面近傍の粒 界に S i— M n濃化層が存在する場合に、 表面外観が優れるとされているが、 機械 的特性の確保に関しては十分なものではなく、 また特性のバラツキが著しいといつ た誤題がある。
特許文献 1 9では、 化学成分と製造条件を規定することにより、 成形性とめっき 密着性に優れた銅板が提案されているが、 特許文献 1 9で規定されている成分と製 造条件のみでは、 特性のバラツキが大きく、 必ずしも成形性に優れる鋼板は得られ ない。
本発明は、 上述した課題を解決し、 良好なめっき特性を有し、 成形性に優れた引 張強度 5 9 0 M P a級の高強度溶融亜鉛めつき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛め つき鋼板の製造方法を提供するものである。 発明の開示
上記目的を達成するための本発明の要旨は以下のとおりである。
(1) 化学成分として、 質量。 /0で C : 0. 005%以上0. 12%以下、 S i ： 0. 7%以上1. 8%以下、 Mn ： 0. 5%以上 2. 8 %以下、 P ： 0. 1 %以下、 S ： 0. 07%以下、 A 1 ： 1. 0%以下、 N： 0. 008%以下を含有し、 残部 が F eおよび不可避的不純物からなる銅板を、 DFF (Direct Fired Furnace) 型 または NO F (Non Oxidizing Furnace) 型の加熱帯を有する C G Lで、 加熱帯の 雰囲気ガス組成の CO/H20比 （容量比） を 0. 001以上0. 8以下とし、 加 熱帯出側における鋼板温度が 700°C以上で幅方向温度偏差を 20°C未満とし、 さ らに加熱帯内における 400°C〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度が 10°CZ s 以上となるようにして銅板を加熱し、 次に 700〜 940°Cの温度域で 15〜60 0 s焼鈍し、 引き続き 3 °C/ s以上の冷却速度で 440〜 550 °Cの温度域の温度 に冷却した後、 200 s以内に 440〜500°Cの溶融亜 、めっき浴に 440〜5 50°Cの鋼板を浸潰させて溶融亜鉛めつきを施すことを特徴とする高強度溶融亜鉛 めっき銅板の製造方法。
(2) (1) の鋼板は、 化学成分として、 さらに質量。 /0で C r ： 0. 05%以 上 1. 2%以下、 ： 0. 005%以上1. 0%以下、 Mo ： 0. 005%以上0. 5 %以下から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする
( 1 ) の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
(3) (1) または （2) の鋼板は、 化学成分として、 さらに質量％で T i ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下、 N b ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下、 B ： 0. 00 03 %以上 0. 0050 %以下、 N i ： 0. 05 %以上 2. 0。/。以下、 C u ： 0. 05%以上 2. 0%以下から選ばれる, 1種または 2種以上の元素を含有することを 特徴とする （1) または （2) の高強度溶融亜鈴めつき鋼板の製造方法。
(4) (1) 〜 （3) の何れかの鋼板は、 化学成分として、 さらに質量％で C a ： 0. 001 %以上 0. 005 %以下、 R EM： 0. 001 %以上 0. 005 % 以下から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする （1 ) 〜 ( 3 ) の何れかの高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
( 5 ) ( 1 ) 〜 （4 ) の何れかの高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法で溶融 亜鉛めつきを施したのち、 引き続き鋼板を 4 6 0〜6 0 0 °Cに加熱して合金化処理 することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
本発明者らは、 延性と伸ぴフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めつき鋼板を得る ために鋼板のミク口組織や化学成分、 さらにはめつき層近傍の鋼板組織の観点から 鋭意研究を重ねた。 その結果、 従来、 伸びフランジ性の確保が困難であった焼戻さ れていないマルテンサイトとフェライトからなる D P鋼においても、 フェライトの 分率と硬さの制御と同時に、 めっき層との界面近傍の銅板表層に形成した酸化物の 分布形態やその大きさを最適に制御することにより、 めっき表面外観と延性に優れ るのみでなく、 さらに十分な伸びフランジ性を確保可能な高強度溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法を発明するに至つ た。
以下、 本発明について詳細に説明する。
一般に、 フェライトと焼戻しをされていない硬質なマルテンサイトとの二相構造 では、 延性は確保可能なものの、 フヱライ卜とマルテンサイトの硬度差が大きいた めに、 十分な伸びフランジ性が得られないことが知られている。 このため、 フェラ ィトを主相とし、 硬質第二相を炭化物を含むべィナイトゃパーライトとすることに より、 硬度差を抑制し、 伸びフランジ性の確保が図られてきたが、 この場合は十分 な延性が確保できないことが問題であった。 また、 第二相をマルテンサイトまたは 残留オーステナイ ト （残留オーステナイトを含むベイナイトも含む） とした場合に おいても、 延性と同時に伸ぴフランジ性を確保するために、 例えば、 第二相組織を マルテンサイトとべイナィトの混在組織とするなどの検討が行われてきた。 しかし ながら、 第二相を種々の相の混在組織とし、 かつその分率などを高精度で制御する ためには、 熱処理条件の精密な制御が必要であり、 製造安定性などに問題を生じる 場合が多かった。
本発明者らは、 上述したような各相の硬度差、 分率と機械的特性の関係に対して 詳細に検討するのみでなく、 めっきを施した場合における特性変化とその向上の可 能性に対しても検討を行った。 検討に際しては、 特に、 溶融亜鉛めつきラインでの 熱処理において、 特別な設備の必要がなく最も安定した製造が可能と考えられるフ ヱライ トと焼戻されていないマルテンサイトからなる D P鋼での特性向上の可能性 に着目して詳細に研究を進めた。
その結果、 鋼板自体の相構造と機械的特性の関係に関しては、 フニライ トを固溶 強化してかつその分率を大幅に増加させることにより、 硬度差による伸びフランジ 性の低下度合いが大幅に軽減され、 硬度差の影響がほとんどなくなることを知見し た。 そして、 この効果を最大限に活用することにより、 焼戻しされていないマルテ ンサイ トを第二相とする D P銅においても、 十分な伸ぴフランジ性が確保可能なこ とを知見した。 また、 フェライ トの固溶強化を活用することにより、 フェライ ト分 率を増加させた場合の強度確保を図り、 本発明銅の母材組織を決定するに至った。 このように、 フェライトの固溶強化は強度確保を主目的に行っているものであり、 従来、 硬質第二相が焼戻されていないマルテンサイ卜の場合には、 フェライ トの固 溶強化能を活用しても硬度差の低減の効果は十分ではなかったものを、 体積分率の 最適化により伸びフランジ性を確保可能とした点が本発明の特徴の一つである。 具 体的には、 フェライ トの体積分率を 9 0 %以上とすることにより、 硬度差による伸 びフランジ性の劣化を抑制可能であり、 このときフェライトの HV (ビッカース硬 度） を 1 2 0以上とすることにより強度確保が可能となり、 本発明の鋼板組織が得 られる。
また、 前記鋼板組織は、 化学成分として、 質量％で C ： 0 . 0 0 5 %以上0 . 1 2 %以下、 S i ： 0 . 7 %以上1 . 8 %以下、 Mn ： 0 . 5 %以上 2 . 8 %以下、 P ： 0 . 1 %以下、 S ： 0. 0 7 %以下、 A 1 ： 1 . 0 %以下、 N： 0 . 0 0 8 % 以下を含有し、 残部が F eおよび不可避的不純物からなる鋼板を、 7 0 0〜9 4 0 °Cの温度域で 1 5〜6 0 0 s焼鈍し、 引き続き 3 °CZ s以上の冷却速度で 4 4 0 〜5 5 0 °Cの温度域の温度に冷却した後、 2 0 0 s以内に 4 4 0〜5 0 0 °Cの溶融 亜鉛めつき浴に 4 4 0〜5 5 0 °Cの鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めつきを施すことで 得られる。
上記熱履歴によって所望の組織を確保し良好な機械特性を得ることが可能である が、 銅板中に易酸化性元素である S iや M nを多量に添加するため、 従来の連続溶 融亜 めつきプロセスでは不めっきや合金化遅延が発生し、 めっき密着性の劣化が 起こる。
また、 上述した鋼板組織を有する場合においても、 溶融亜鉛めつきを施した場合 は伸びフランジ性のばらつきが大きく、 必ずしも十分な伸びフランジ性が安定して 得られるとは限らないことがわかった。 そこで、 本発明者らは、 このような溶融亜 鉛めつきを施した場合に伸びフランジ性にばらつきが生じる要因について、 鋭意研 究を行った。
その結果、 めっき性確保のために内部酸化物等の介在物を銅板表層に生成させた 場合に、 めっき層と鋼板との界面に存在する酸化物 （S i、 M n系） の分布状態が 伸びフランジ性に影響していることを知見した。 そして、 このような酸化物の鋼板 表層の粒界での存在量を低減することにより、 伸びフランジ性を安定して確保可能 となることを見出した。 具体的には、 めっき層直下の地鉄表層 3 Ζ Π1までの領域の 粒界の全長さに対して酸化物が析出した粒界の長さを 5 0 %以下とすることにより、 伸ぴフランジ性が安定する。 さらに、 めっき層直下の地鉄表層 3 μ πιまでの領域に おいて粒界に析出した酸化物の粒界に沿った平均長さを 0 . 3 /z m以下とした場合、 さらに安定して優れた伸びフランジ性の確保が可能である。
この効果は基本的には他の組織構造の場合においても同様であるが、 特に本発明 鋼板の組織である焼戻しされていないマルテンサイ トとフヱライトを活用した D P 銅の場合に大きな効果を有する。 これは、 第二相が焼戻しマルテンサイトやべイナ ィト、 パーライ トの場合と比べて、 より硬質な焼戻しされていないマルテンサイト とフェライトを活用する本発明鋼では、 打抜きなどのせん断加工時やせん断加工後 における伸ぴフランジ成形時における鋼板表層域でのボイドの発生のしゃすさが、 顕著になるためと考えられる。 めっき層直下の地鉄表層 3 μ mまでの領域の粒界の酸化物の析出状態を前記のよ うにする方法について本発明者らは鋭意検討した。 その結果、 DFF型または NO F型の加熱帯を有する CGLで、 加熱帯中における雰囲気ガス組成の COZH20 比を 0. 001以上0. 8以下 （容量比） とし、 加熱帯出側の鋼板温度を 700°C 以上で幅方向温度偏差を 20°C未満とし、 かつ加熱帯内における 400°C〜加熱帯 出側温度までの温度域の平均昇温速度を 10 °C s以上となるようにして加熱した 後再結晶焼鈍することで、 めっき層直下の地鉄表層 3 μπιまでの領域の地鉄結晶粒 内および Ζまたは結晶粒界に S i、 Mn、 Al、 Pから選ばれる 1種以上の酸化物 を析出させるとともに、 その際めつき層直下の地鉄表層 3 μπιまでの領域における 粒界の全長さに対して酸ィ匕物等の介在物が析出した粒界の長さが 50 %以下にする ことが可能であり、 その結果不めっき、 合金化遅延と合金化遅延による合金ムラの 発生、 めっき密着性の劣化と延びフランジ性の劣化の両方を防止可能であることが 分かった。 これは銅板表層が内部酸化することで S i、 Mn、 A l、 P等の易酸化 性元素の欠乏層が生成し、 S i、 Mn、 A l、 P等の易酸化性元素が選択酸化しに くくなることで効果があるわけである。 さらにめつき密着性を向上させるため、 溶 融亜鉛めつき浴温を 440~500°Cとし、 鋼板温度を 440〜550°Cにして浸 漬させて溶融亜鉛めつきを施す。
以上述べたように、 本発明は、 従来、 伸びフランジ性の確保が困難であった焼戻 しされていないマルテンサイ トとフェライ トからなる DP鋼において、 フヱライト の分率を大幅に増加することにより第二相との硬度差による伸びフランジ性の劣化 への影響を低減して鋼板自身の伸びフランジ性を高め、 さらにめっき層との界面近 傍の鋼板組織を最適化することによりバラツキなぐ安定して良好な伸びフランジ性 を確保可能とすると同時に、 フェライト相を固溶強化して硬質第二相の分率を低減 させても強度確保を可能とし、 かつフェライト相の優れた加工性を最大限に活用し て延性を確保した点に特徴がある。
このように、 本発明者らは、 延性と伸ぴフランジ性に優れる高強度溶融亜鉛めつ き鋼板を得るために鋼板のミク口組織や化学成分、 さらにはめつき層近傍の鋼板組 織の観点から鋭意研究を重ねた。 その結果、 従来、 伸びフランジ性の確保が困難で あった焼戻されていないマルテンサイ卜とフェライトからなる DP鋼においても、 フェライトの分率と硬度制御に加えて、 めっき層との界面近傍の鋼板表層に形成し た酸化物を最適に制御することにより十分な伸びフランジ性を確保可能で、 かつ延 性、 めっき密着性に優れた銅板に製造方法を発明するに至った。
次に、 本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めつき銅 板の化学成分について説明する。 なお、 各元素の含有量の単位はいずれも 「質 量％」 であるが、 以下、 特に断らない限り単に 「％」 で示す。
C ： 0. 005 %以上 0. 12 %以下
Cは鋼板の高強度化に必要不可欠な元素であり、 0. 005%未満では、 鋼板の 強度の確保と所定の特性を満たすことが難しい。 一方、 C量が 0. 12%を超える と、 フェライト分率を 90%以上確保することが困難となるのみでなく、 溶接部お よび熱影響部の硬化が著しく溶接性が劣化する。 こうした観点から、 C量を 0. 0 05%以上 0. 12%以下の範囲内とする。 フェライト分率を安定して確保するた めに、 好ましくは 0. 08%未満、 さらに好ましくは 0. 04%未満である。
S i ： 0. 7 %以上 1. 8 %以下
S iはフェライト生成元素であり、 またフェライ卜の固溶強化に有効な元素であ り、 延性確保とフェライトの硬度確保のために 0. 7%以上の添加が必要である。 し力、しながら、 S iの過剰な添加は、 赤スケール等の発生により表面性状の劣化や、 めっき付着 '密着性の劣化を引き起こす。 従って、 S iの添加量は 0. 7〜1. 8%とする。 好ましくは、 0. 9%超である。
Mn ： 0. 5%以上 2. 8%以下
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、 第二相の分率調整に必要な元素である。 このためには、 Mnは 0. 5% 以上の添加が必要である。 一方、 Mnを 2. 8%を超えて過剰に添加すると、 第二 相分率過大となりフヱライト分率の確保が困難となる。 従って、 Mn量を 0. 5% 以上 2. 8%以下とする。 好ましくは 1. 6%以上である。
P ： 0. 1%以下 Pは、 鋼の強化に有効な元素であるが、 0. 1%を超えて過剰に添加すると、 粒 界偏析により脆ィヒを引き起こし、 耐衝撃性を劣化させる。 また 0. 1%超えだと合 金化速度を大幅に遅延させる。 従って、 P量を 0. 1%以下とする。
S ： 0. 07 %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 沿っ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. 07% 以下とする。
A 1 (s o l . A 1 ) ： 1. 0 %以下
A 1は、 フェライト生成元素であり、 製造時におけるフェライト生成量をコント ロールするのに有効な元素である。 しかしながら、 A 1の過剰な添加は製鋼時にお けるスラブ品質を劣化させる。 従って、 A 1の添加量は 1. 0%以下とする。 好ま しくは、 0. 5%以下である。
N： 0. 008 %以下
Nは、 銅の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、 少ないほどよく、 0. 008%を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。 従って、 N量を 0. 008%以 下とする。
本発明の鋼板は、 以上の基本成分および鉄を主成分とするものである。 主成分と は、 不可避的不純物の含有および上記基本成分の作用を損なうことがなく、 むしろ これらの作用を向上させ、 あるいは機械的、 化学的特性を改善できる元素の含有を 妨げない趣旨であり、 例えば下記の C r、 V、 Moのうちから 1種以上の元素を含 有することができる。 ,
C r ： 0. 05 %以上 1. 2 %以下、 V： 0. 005 %以上 1. 0 %以下、 M o : 0. 005 %以上 0. 5 %以下
C r、 V、 Moは焼鈍温度からの冷却時にパーライトの生成を抑制する作用を有 するので必要に応じて添加することができる。 その効果は、 C r ： 0. 05%以上、 V： 0. 005%以上、 Mo ： 0. 005%以上で得られる。 しかしながら、 それ ぞれ C r : 1. 2%、 V： 1. 0%、 Mo ： 0. 5 %を超えて過剰に添加すると、 第二相分率過大による著しい強度上昇などの懸念が生じる。 したがって、 これらの 元素を添加する場合には、 その量をそれぞれ C r ： 1. 2%以下、 V： 1. 0%以 下、 Mo : 0. 5%以下とする。
更に、 下記の T i、 Nb、 Bのうちから 1種以上の元素を含有することができる。 T i ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下、 N b ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下
T i、 Nbは鋼の析出強化に有効で、 その効果はそれぞれ 0. 01%以上で得ら れ、 本発明で規定した範囲内であれば銅の強化に使用して差し支えない。 しかし、 0. 1%を超えると加工性および形状凍結性が低下する。 従って、 T i、 Nbを添 加する場合には、 その添加量をそれぞれ 0. 01%以上0. 1%以下、 Nb ： 0. 01%以上 0. 1%以下とする。
B ： 0. 0003 %以上 0. 0050 %以下
Bはオーステナイト粒界からのフヱライトの生成 ·成長を抑制する作用を有する ので必要に応じて添加することができる。 その効果は、 0. 0003%以上で得ら れる。 しかし、 0. 0050%を超えると加工性が低下する。 従って、 Bを添加す る場合は 0. 0003%以上 0. 0050%以下とする。
更に、 下記の N i、 Cuのうちから 1種以上の元素を含有することができる。 N i ： 0. 05%以上 2. 0%以下、 Cu ： 0. 05 %以上 2. 0%以下
N i、 C uは鋼の強化に有効な元素であり、 本発明で規定した範囲内であれば鋼 の強化に使用して差し支えない。 また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させ る。 その効果は、 それぞれ 0. 05%以上で得られる。 しかし、 2. 0%を超えて 添加すると、 鋼板の加工性を低下させる。 従って、 N i、 Cuを添加する場合には、 その添加量をそれぞれ 0. 05%以上 2. 0%以下とする。
更に、 下記の Ca、 REMのうちから 1種以上の元素を含有することができる。 C a ： 0. 001%以上0. 005%以下、 REM： 0. 001%以上0. 00 5%以下
C aおよび R EMは、 硫化物の形状を球状化し、 伸ぴフランジ性への硫化物の悪 影響を改善するために有効な元素である。 その効果は、 それぞれ Q. 001%以上 で得られる。 しかしながら、 過剰な添加は、 介在物等の増加を引き起こし、 表面お よび内部欠陥などを引き起こす。 したがって、 Ca、 REMを添加する場合には、 その添加量をそれぞれ 0. 001%以上0. 005%以下とする。
上記以外の残部は F eおよび不可避的不純物である。
次に、 本発明の高強度溶融亜鉛めつき鋼板および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法について説明する。
本発明では、 DFF型または NOF型の加熱帯を有する CGL (連続式溶融亜鉛 めっきライン） を用いて上記化学組成を有する鋼板を加熱焼鈍した後溶融めつきを 施す。
めつき層直下の地鉄表層に酸化物等の介在物を導入するには、 焼鈍過程にぉレ、て 鋼板の表層における酸素ポテンシャルを増加し、 地鉄表層部を内部酸化させること で可能である。 例えば、 鋼板を DFF型または NOF型の加熱帯を有する CGLで、 加熱帯出側の鋼板温度を 700°C以上とすることで銅板表層に F e系スケールを付 着させ、 この F e系スケールが次の還元帯において酸素供給源となり、 鋼板表層を 内部酸化ずる方法である。 加熱帯出側の鋼板温度が 700°C未満では F e系スケー ルの生成量が不十分であるため、 還元帯で還元焼鈍する際に内部酸化層が形成され ず、 不めっきや合金化遅延、 合金化遅延による合金ムラが発生し、 めっき密着性が 劣化する。 加熱帯出側の鋼板温度は還元帯における焼鈍温度未満でないと所望の組 織が得られないため、 加熱帯出側の鋼板温度は還元帯における焼鈍温度未満とする。 加熱帯出側板温が前記温度以上になると酸化物が存在する粒界の割合が 50%を越 え、 かつ酸化物の粒界に沿った平均長さが 0. 3 μπιを越える。 また、 加熱帯出側 の鋼板温度は、 幅方向温度偏差を 20°C未満とすることが必要である。 温度偏差が 20°C以上では、 幅方向における銅板組織や内部酸化層の形成量が変化するため、 局所的な機械特性の差が大きくなるため、 塑性加工時の変形挙動ムラが発生し、 そ の結果、 伸びフランジ性が劣化する。
加熱帯出側の鋼板温度の幅方向温度偏差は、 加熱帯の幅方向に複数設置されたバ ーナ一の出力調整で調整できる。 具体的には、 鋼板の両端部の温度が上がりやすい ので、 幅方向に複数、 例えば 4本設置したバーナーのうち、 両端部の 2本のパーナ 一出力を、 幅方向の放射温度計による温度分布を見ながら燃焼ガスの流量を調整す ることで低減することで幅方向温度偏差を 20 °C耒満に抑制できる。
また、 加熱帯内における 400°C〜加熱帯出側温度までの平均昇温速度を 10°C / s以上とする。 平均昇温速度が 10 °CZ s未満では昇温過程で加熱帯雰囲気から 供給される酸素が鋼板表層部の内部に拡散することで過剰な内部酸化層が形成され る。 その結果、 次の還元帯で還元焼鈍される際に伸びフランジ性に最も影響を及ぼ すめつき層直下の地鉄表層 3 までの領域において、 粒界の全長さに対して酸ィ匕 物等の介在物が析出した粒界の長さが 50%を越えたり、 粒界に析出した酸化物の 粒界に沿った平均長さが 0. 3 μπιを越えたりして、 伸びフランジ性が劣化する。 なお 400°C以上としたのは、 実質的に F e系スケールは 400°C未満では形成さ れないからである。
更に、 加熱帯内における雰囲気ガス組成の CO,H20比 （容量比） を 0. 00 1以上 0. 8以下とする。 加熱帯にはコークスガスなどの燃焼ガスが混入している ため、 ガス組成は多種に及ぶが、 その中で未燃ガスの一種である COは H20と解 離平衡することで H20を H2に還元する効果がある。 そのため、 CO濃度が上昇 すると銅板の酸化が抑制される。 一方 H2Oは銅板表面で分解し Oを放出すること で銅板を酸化する。 そのため、 鋼板を積極的に酸化するためには CO濃度を抑制し、 H20の相対量を多くする必要がある。 但し、 0. 8越えでは DFF出側温度を 7 00°C以上としても還元効果が勝るため F eの酸ィ匕量が確保できず、 不めっきや合 金化遅延、 合金化遅延による合金ムラが発生し、 めっき密着性確保が困難であるた め不適である。 0. 001未満では加熱帯中での F eの酸化量が過剰となるため、 還元帯で還元できず、 酸化物が存在する粒界の割合が 50%を越え、 かつ酸化物の 粒界に沿った平均長さが 0. 3 μπιを越えるため不適である。
なお、 DF Fまたは NO Fの雰囲気ガス組成は、 従来はいわゆるコークスガスを 空気と混入させたものを燃焼して制御していた。 し力 しながら、 コータスガスはコ 一タスの成分、 石炭の原産地などによって、 組成が日々変動するため、 単に、 空気 と混入させて燃焼させるだけでは CO/H20比を制御できなレ、。 そのため、 本発 明では C O Z H 2 o比を制御するため、 上記範囲内に入らない場合は c oや水蒸気 の発生装置を炉外に設置して別途混入することが必要である。
次に、 還元帯で、 7 0 0〜9 4 0 °Cの温度域、 具体的には、 オーステナイト単相 域、 もしくはオーステナイト相とフェライト相の 2相域で、 1 5〜6 0 0 s再結晶 焼鈍することでフェライト分率 9 0 %以上とし、 H V 1 2 0以上とする。 焼鈍温度 が 7 0 0 °C未満の場合、 焼鈍時間が 1 5秒未満の場合は、 鋼板中の炭化物が十分に 溶解しない場合や、 フェライトの再結晶が完了せず目標とする特性が得られない場 合がある。 一方、 焼鈍温度が 9 4 0 °Cを超えると、 オーステナイト粒の成長が著し く、 焼鈍後の冷却によって生じる第二相からのフヱライトの核生成サイトの減少を 引き起こし、 本発明が意図する鋼板組織が得られない場合がある。 また、 焼鈍時間 が 6 0 0秒を超える焼鈍は、 多大なエネルギー消'費にともなうコスト增を引き起こ す。 このため、 焼鈍温度を 7 0 0〜9 4 0 °Cとし、 焼鈍時間を 1 5〜6 0 0秒とす る。
焼鈍後、 3 °C/ s以上の冷却速度で、 4 4 0〜 5 5 0 °Cの温度域の温度に冷却し た後、 2 0 0 s以内に溶融亜鉛めつきを施す。 冷却速度が 3 °Cノ s未満の場合には、 パーライト等が析出し、 目標とする組織が得られない場合がある。 また、 4 4 0〜 5 5 0 °Cの温度域でめっき浴への浸漬までの時間が 2 0 0秒を超えるとべイナィト 変態等が進行し、 目標とする組織が得られない場合がある。
溶融亜鉛めつきは、 溶融亜鉛めつき鋼板 （めっき層め合金化処理を行わないもの。 本明細書では G Iと記載することもある。 ） 製造時は 0 . 1 2〜0 . 2 2質量％の 溶解 A 1量のめっき浴、 合金化溶融亜鉛めつき鋼板 （溶融亜鉛めつき後合金化処理 するもの。 本明細書では G Aと記載することもある。 ） 製造時は 0 . 0 8〜0 . 1 8質量％の溶解 A 1量のめっき浴で、 板温 4 4 0〜5 5 0 °Cで鋼板をめつき浴中に 浸入させておこない、 ガスワイビングなどで付着量を調整する。 溶融亜鉛めつき浴 温度は通常の 4 4 0〜 5 0 0 °Cの範囲であればよく、 さらに合金化処理を施す場合 には鋼板を 4 6 0〜6 0 0 °Cに加熱して処理することが望ましい。 6 0 0 °C超にな ると、 未変態オーステナイト中から炭化物が析出 （場合によりパーライト化） して、 目標とする組織が得られず、 延性の劣化が生じ、 またパウダリング性も劣化する。
460°C未満では合金化が進行しない。
めっき付着量は片面当たり 20〜150 gZm2とする。 20 gZm2未満は耐 食性が劣化する。 150 gZm2越えはコストアップし、 かつ耐食効果が飽和する。 合金化処理する場合、 合金化度 （皮膜中 F e%) は 7〜15質量％になるように する。 7質量％未満は合金化ムラが生じ外観性が劣化したり、 いわゆる ζ相が生成 して摺動性が劣化する。 15質量％越えは硬質で脆い Γ相が多量に形成しめっき密 着性が劣化する。
フェライ トの HVは、 いわゆるビッカース硬度計を用いて、 Ν=5 (5点測定） で行い圧痕径から硬度を換算し、 平均値を求めた。
めっき層直下の鋼板表層部における介在物の形成状況を確認するには、 断面を鏡 面研摩したサンプノレの SEM (走査型電子顕微鏡） 観察、 または F I B (集束ィォ ンビーム） などにより薄片化したでサンプルの断面 TEM (透過型電子顕微鏡） 観 察などが有効である。 介在物の同定は、 例えば、 断面研摩サンプルの SEM— ED
5 (エネルギー分散型 X線分析） 、 EPMA (電子線マイクロアナライザー） 、 F E-AES (電界放射型ーォージェ電子分光) 、 さらに詳細な解析に'は、 薄片化サ ンプルや断面研摩試料から取得したレプリ力試料の TEM—EDSなどで行うこと ができる。
析出物の存在する粒界の割合は、 SEMまたは TEMの断面観察像より、 観察さ れる結晶粒界の長さ、 および粒界上に析出物の占める長さを実測し、 その比をとる ことで評価できる。 この際、 状況に応じてニイ直ィヒ等の画像処理を行うことも有効で ある。 また、 粒界に析出した酸化物の粒界に沿った長さについても、 同様に SEM または T EMの断面観察像より実測することができる。
いずれも.、 精度を向上させるためには、 評価数を多くとることが重要である。 例 えば、 S EM観察では 5000倍で任意の 5視野以上、 分析点に関しては任意の 1 0点以上について評価し、 それらの平均値をもつて評価値とすることが好ましい。 なお、 本発明銅板の製造方法に関しては、 D FF型または NO F型の加熱帯を有 する CGLであれば、 以外は、 鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわな レ、。 また、 本発明では、 鋼素材を通常の製銅、 铸造、 熱延の各工程を経て製造する 場合を想定しているが、 例えば薄手铸造などにより熱延工程の一部もしくは全部を 省略して製造する場合でもよい。 め—つきの素材銅板は、 熱延鋼板、 熱延工程後冷間 圧延工程を経た冷延鋼板のいずれでもよい。 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に示すィ匕学成分の鋼を溶製して得た鎵片を熱圧、 酸洗後、 冷間圧延によって 1 . 2 mm厚の冷延鋼板とした。 その後、 0 型加熟帯を有するじ0乙で加熱帯 出側温度及び空気比および必要に応じて H 2 Oや C Oを加熱帯に導入して C OZH 20比を適宜変更して加熱した。 D F F出側鋼板温度および幅方向温度分布は放射 温度計で測定した。 オーステナイト単相域もしくは二相域で熱処理後、 4 6 3 °Cの 亜鉛めつき浴でめっきを施し、 またはさらに合金化処理を施した。 得られた鋼板に 対して 0 . 3 %の調質圧延を施した。
D F F出側の銅帯温度の幅方向温度偏差は、 加熱帯の中で幅方向に 4本設置した バーナーの両端部の 2本のバーナー出力を、 幅方向の放射温度計による温度分布を 見ながら燃焼ガスの流量を調整することで低減することで温度偏差を抑制する方法 により調整した。 両端部の出力が中心部 2本のバーナー出力と全く同等の場合は両 端部の温度が上昇し、 幅方向温度偏差が 2 0 °Cを越える。
鋼板断面組織 （圧延方向に平行な面） は走査型電子顕微鏡 ( S EM) を用いて 2 0 0 0倍で 1 0視野観察して、 各相の面積率を測定し、 各結晶粒の相構造を同定し た。 なお、 組織観察サンプルには、 マルテンサイトと残留オーステナイトの区別を 図るため、 2 0 0 °C X 2時間の熱処理を施したサンプルと製品まま （without temp ering at 200°C for 2 hours)のサンプルを試験に供した。 この 2 0 0 °C X 2時間 の熱処理は、 相分率の変化を生じさせることなくマルテンサイトのみから炭化物を 生成させて残留オーステナイ 卜と区別可能にするものであり、 他の変化が生じてい ないことは製品ままサンプルとの比較により、 確認した。
フヱライ卜の HVは、 いわゆるビッカース硬度計を用レ、て N= 5で行い圧痕径から 硬度を換算し、 平均値をとつた。
また、 めっき層直下の銅板表層部の介在物形態、 固溶量の評価のため、 供試鋼を 鋼板圧延方向に垂直な断面で鏡面研摩することでめつき Z母材界面の断面試料を作 製した。
析出物が粒界に占める長さの割合は、 上記試料を SEMを用いて倍率 5000倍 で、 めっき Z母材界面付近の反射電子像を 5視野取得した。 それぞれの反射電子像 で確認できる結晶粒界のうち、 下地銅板の深さ 3 μπιまでの範囲に含まれる長さ、 および粒界上に占める個々の析出物の長さを実測し、 その割合を観察した 5視野分 の平均値をもって評価値どした。
粒界に存在する析出物の長さの平均値は、 上記の SEM像の評価において、 個々 の析出物の粒回に沿った方向の長さを測定し、 その平均を算出した。
引張試験は、 鋼板を J I S 5号試験片に加工した試験片に対して、 J I S Z 2 241に準拠して行った。 TS (引張り強さ） 、 T. E 1 (全伸び） を測定し、 強 度と全伸びの積 （TSXT. E 1 ) で表される強度一伸びバランスの値を求めた。 なお、 本発明では、 TSは、 TS≥ 59 OMP aの場合を良好と判定し、 TSXT. E lは、 TSXT. E 1≥ 1 7700 (MP a · %) の場合を良好と判定した。 伸びフランジ性は、 日本鉄鋼連盟規格 J F ST 1001に準拠して行った。 得ら れた各鋼板を 10 OmmX 10 Ommに切断後、 クリアランス 12%で直径 1 Om mの穴を打抜いた後、 内径 75 mmのダイスを用いてしわ押さえ力 9 t o nで抑え た状態で、 60° 円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測 定し、 下記の式から、 限界穴広げ率 (%) を求め、 この限界穴広げ率の値から伸 ぴフランジ性を評価した。 なお、 本発明では、 TSX は、 TSx;i≥47200 (MP a · %) を良好と判定した。
限界穴広げ率え (%) = { (Df-D0) /D。} X I 00
ただし、 Dfは亀裂発生時の穴径 （mm) 、 D0は初期穴径 （mm) である。 めっき特性は、 合金化していない溶融亜鉛めつき鋼板については、 めっき後^ n と密着性を評価し、 合金ィ匕溶融亜鉛めつき鋼板については、 合金化処理後の外観と 密着性 （パウダリング性） を評価した。
合金化して V、ない溶融亜鉛めつき鋼板の外観評価は、 めっき後外観を目視観察し、 不めっきのないものを ο、 不めっきがあるものを Xとした。 密着性は、 ボールイン パクト試験で、 lm高さから 1. 8 k gの錘を 1ノ2インチのポンチの上に落とし て、 めっき鋼板の当たった部分をセロテープ （登録商標） 剥離し、 めっき層剥離の 有無を目視判定し、 以下のように評価した。
〇：めっき層の剥離なし
X ：めっき層が剥離
外観評価、 密着性評価の両方が〇のものをめつき特性が良好 （評価〇） 、 少なく ともいずれかの評価が Xのものをめつき特性が不良 （評価 X) と評価した。
合金化溶融亜鉛めつき鋼板の外観評価は、 合金化処理後の外観を目視観察し、 合 金化ムラ、 不めっきがないものを〇、 合金化ムラ、 不めっきがあるものは Xとした。 また密着性は、 めっき鋼板にセロテープ （登録商標） を貼りテープ面を 90° 曲げ 曲げ戻しをしたときの単位長さ当たりの剥離量を蛍光 X線により Zn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 （X) と評価した。
蛍光 X線カウント数 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）
外観評価、 密着性評価の両方が〇のものをめつき特性が良好 （評価〇） 、 少なく ともいずれかの評価が Xのものをめつき特性が不良 （評価 X) と評価した。
表 2〜表 5に、 それらの評価結果をまとめて記す。 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鋼板は、 所要の引張強度が確保され、 強度 —伸びバランスの値と伸びフランジ性のバランスに優れ、 まためつき特性も良好で あり、 目標とした特性が得られていることがわかる。
表 1
Figure imgf000023_0001
Figure imgf000024_0001
Figure imgf000024_0002
注)下線 I; 本発明範囲外
Figure imgf000025_0001
注)下線は本発明範囲外
Figure imgf000026_0001
注)下線は本発明範囲外
V ：フェライ卜面樓率、 VM :焼き戻されていないマルテンサイト面穑率、 HV a：フェライト硬度、
粒界長さ:めっき層直下の地鉄表層 3 mまでの領域の粒界の全長さに対して酸化物が析出した粒界の長さ (％)
酸化物の平均長さ:めっき屠直下の地鉄表層 3 mまでの領域において粒界に析出した酸化物の敉界に沿った平均長さ
¾4
Figure imgf000027_0001
注下線ば本発明範囲外
V or :フェライト面積率、 VM:焼き戻されていないマルテンサイト面積率、 HVひ：フェライ卜硬度、
粒界長さ：めっき層直下の地鉄表層 3;/ mまでの領域の粒界の全長さに対して酸化物が析出した粒界の長さ（％)
酸化物の平均長さ:めっき層直下の地鉄表層 3 mまでの領域において粒界に析出した酸化物の粒界に沿った平均長さ
*5 産業上の利用可能性
本発明によれば、 良好なめっき特性を有し、 成形性に優れた引張強度 5 9 O M P a級の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼 板の製造方法を提供でき、 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。

Claims

請 求 の 範 囲
1. 化学成分として、 質量％で C : 0. 005%以上0. 12%以下、 S i ： 0. 7%以上1. 8%以下、 Mn ： 0. 5 %以上 2. 8%以下、 P ： 0. 1 %以下、 S ： 0. 07%以下、 A 1 : 1. 0%以下、 N： 0. 008%以下を含有し、 残部 が F eおよび不可避的不純物からなる銅板を、 D FF型または NO F型の加熱帯を 有する CGLで、 加熱帯の雰囲気ガス組成の CO/H20比 （容量比） を 0. 00
1以上 0. 8以下とし、 加熱帯出側における鋼板温度が 700°C以上で幅方向温度 偏差を 20°C未満とし、 さらに加熱帯内における 400°C〜加熱帯出側温度までの 平均昇温速度が 10°CZs以上となるようにして鋼板を加熱し、 次に 700〜94 0°Cの温度域で 15〜600 s焼鈍し、 引き続き 3°CZs以上の冷却速度で 440 〜550°Cの温度域の温度に冷却した後、 200 s以内に 440〜500°Cの溶融 亜鉛めつき浴に 440〜550°Cの鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めつきを施すことを 特徴とする高強度溶融亜鉛めつき銅板の製造方法。
2. 請求項 1記載の鋼板は、 化学成分として、 さらに質量％で C r ： 0. 0 5%以上1. 2%以下、 V： 0. 005%以上1. 0%以下、 Mo ： 0. 005% 以上 0. 5%以下から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴と する請求項 1記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
3. 請求項 1または 2記載の銅板は、 化学成分として、 さらに質量％で T i ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下、 N b ： 0. 01 %以上 0. 1 %以下、 B ： 0. 00 03 %以上 0. 0050 %以下、 N i ： 0. 05 %以上 2. 0 %以下、 C u ： 0. 05%以上 2. 0%以下から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを 特徴とする請求項 1または 2記載の高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
4. 請求項 1〜 3の何れかの項記載の鋼板は、 化学成分として、 さらに質量％ で Ca ： 0. 001%以上0. 005%以下、 REM： 0. 001%以上0. 00 5 %以下から選ばれる 1種または 2種以上の元素を含有することを特徴とする請求 項 1〜 3の何れかの項記載め高強度溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
5 . 請求項 1〜 4の何れかの項記載の高強度溶融亜鉛め き鋼板の製造方法で 溶融亜鉛めつきを施したのち、 引き続き鋼板を 4 6 0〜6 0 0 °Cに加熱して合金ィ匕 処理することを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めつき鋼板の製造方法。
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