WO2012165661A1 - 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents

材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDF

Info

Publication number
WO2012165661A1
WO2012165661A1 PCT/JP2012/064730 JP2012064730W WO2012165661A1 WO 2012165661 A1 WO2012165661 A1 WO 2012165661A1 JP 2012064730 W JP2012064730 W JP 2012064730W WO 2012165661 A1 WO2012165661 A1 WO 2012165661A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
less
steel sheet
dip galvanized
hot
galvanized steel
Prior art date
Application number
PCT/JP2012/064730
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
麻衣 宮田
善継 鈴木
由康 川崎
達也 中垣内
金子　真次郎
長滝　康伸
Original Assignee
Ｊｆｅスチール株式会社
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Ｊｆｅスチール株式会社 filed Critical Ｊｆｅスチール株式会社
Priority to KR1020137032500A priority Critical patent/KR101585311B1/ko
Priority to CA2835809A priority patent/CA2835809C/en
Priority to CN201280027107.4A priority patent/CN103597102B/zh
Priority to US14/119,656 priority patent/US9340859B2/en
Priority to MX2013014134A priority patent/MX336836B/es
Priority to EP12792750.7A priority patent/EP2716773B1/en
Publication of WO2012165661A1 publication Critical patent/WO2012165661A1/ja

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/0247—Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips characterised by the heat treatment
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/013—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of a metal other than iron or aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D1/00—General methods or devices for heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering
    • C21D1/74—Methods of treatment in inert gas, controlled atmosphere, vacuum or pulverulent material
    • C21D1/76—Adjusting the composition of the atmosphere
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/46—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for sheet metals
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/001—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing N
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/02—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/24—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with vanadium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/34—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/38—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C38/00—Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/18—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium
    • C22C38/40—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel
    • C22C38/58—Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing chromium with nickel with more than 1.5% by weight of manganese
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/003—Apparatus
    • C23C2/0038—Apparatus characterised by the pre-treatment chambers located immediately upstream of the bath or occurring locally before the dipping process
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/022—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by heating
    • C23C2/0224—Two or more thermal pretreatments
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/02—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas
    • C23C2/024—Pretreatment of the material to be coated, e.g. for coating on selected surface areas by cleaning or etching
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
    • C23C2/06—Zinc or cadmium or alloys based thereon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/26—After-treatment
    • C23C2/28—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath
    • C23C2/285—Thermal after-treatment, e.g. treatment in oil bath for remelting the coating
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C23—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; CHEMICAL SURFACE TREATMENT; DIFFUSION TREATMENT OF METALLIC MATERIAL; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL; INHIBITING CORROSION OF METALLIC MATERIAL OR INCRUSTATION IN GENERAL
    • C23C—COATING METALLIC MATERIAL; COATING MATERIAL WITH METALLIC MATERIAL; SURFACE TREATMENT OF METALLIC MATERIAL BY DIFFUSION INTO THE SURFACE, BY CHEMICAL CONVERSION OR SUBSTITUTION; COATING BY VACUUM EVAPORATION, BY SPUTTERING, BY ION IMPLANTATION OR BY CHEMICAL VAPOUR DEPOSITION, IN GENERAL
    • C23C2/00—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor
    • C23C2/34—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the shape of the material to be treated
    • C23C2/36—Elongated material
    • C23C2/40—Plates; Strips
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D2211/00—Microstructure comprising significant phases
    • C21D2211/005—Ferrite

Definitions

  • the present invention relates to a method for producing a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having excellent material stability and workability suitable as a member used in industrial fields such as automobiles and electricity, and having excellent plating appearance.
  • the shape freezing property is significantly reduced by increasing the strength and thinning of the steel sheet.
  • it is widely performed to predict a shape change after mold release in advance of press molding and to design a die in consideration of the amount of shape change.
  • TS tensile strength
  • Patent Document 1 proposes a method for producing a galvanized steel sheet having excellent ductility, in which the chemical component composition is defined within a specific range, the volume ratio of retained austenite and martensite, and the production conditions are defined.
  • Patent Document 2 proposes a hot-dip galvanized steel sheet having excellent ductility, in which the chemical component composition is specified in a specific range and special production conditions are specified.
  • Patent Document 3 proposes an alloyed hot-dip galvanized steel sheet excellent in ductility, in which the chemical composition is specified in a specific range, and the volume fraction of ferrite, bainitic ferrite, and retained austenite is specified in a specific range.
  • Patent Document 4 proposes a method for producing a high-strength cold-rolled steel sheet that has ferrite, bainite, and 3% or more retained austenite and has improved elongation variation in the sheet width direction.
  • Patent Documents 1 to 3 mainly aim to improve the ductility of the high-strength thin steel sheet, and do not consider hole expansibility. Moreover, in patent document 4, only the dispersion
  • the present invention has been made in view of such circumstances, has a tensile strength TS of 540 MPa or more, is excellent in material stability and workability (high ductility and high hole expansibility), and also has a plating appearance. It aims at providing the manufacturing method of the outstanding high intensity
  • the present inventors obtain a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength (TS) of 540 MPa or more and excellent in material stability, workability (high court property and high hole expansibility) and plating appearance.
  • TS tensile strength
  • the ductility is improved by improving the work hardening ability of ferrite, the strength is secured by strengthening the solid solution of ferrite, and the hole by relaxing the hardness difference from the second phase Expandability can be improved.
  • the hardness difference between soft ferrite and hard martensite can be relaxed, and hole expansibility can be improved.
  • a hot dip galvanized steel sheet is subjected to a hot dip galvanizing treatment after heat treatment in a reducing atmosphere.
  • Si added to the steel is an easily oxidizable element, it is selectively oxidized even in a generally used reducing atmosphere, and is concentrated on the surface of the steel sheet to form an oxide. Since this oxide reduces the wettability with molten zinc during the plating process and causes non-plating, the wettability rapidly decreases as the Si concentration in the steel increases and non-plating occurs frequently.
  • wettability with molten zinc can be improved by heating the steel sheet in an oxidizing atmosphere in advance to form iron oxide on the surface and then performing reduction annealing.
  • iron oxide peeled off from the steel sheet surface in the initial stage of reduction annealing may adhere to the roll and cause the surface of the steel sheet to be pushed.
  • the iron oxide is formed by reducing the outermost surface of the iron oxide by heating the steel sheet in a slightly oxidizing atmosphere after forming the iron oxide. It was found that exfoliation was suppressed.
  • the present invention has been made based on the above findings, and the gist thereof is as follows.
  • Material stability, workability, and plating characterized by obtaining a hot-dip galvanized steel sheet satisfying less than 0% and satisfying martensite area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) ⁇ 0.6 Manufacturing method of high strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent appearance.
  • the steel sheet is further mass%, Cr: 1.0% or less, V: 0.5% or less, Mo: 0.5% or less, Ni: 1.0% or less, Cu: 1.0
  • the steel sheet further contains, in mass%, at least one element selected from Ti: 0.1% or less, Nb: 0.1% or less, and B: 0.0050% or less.
  • the steel sheet further contains at least one element selected from Ca: 0.005% or less and REM: 0.005% or less by mass%.
  • the first stage of the first heating step is performed by a direct flame furnace or a non-oxidizing furnace under an air ratio of 1 to 1.3, and the latter stage of the first heating step is performed by a direct flame furnace or a non-oxidizing furnace.
  • an alloying treatment of galvanizing is performed under a condition satisfying the following formula in a temperature range of 500 to 600 ° C .: (1) to (5) Of high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent material stability, workability, and plating appearance. 0.45 ⁇ exp [200 / (400 ⁇ T)] ⁇ ln (t) ⁇ 1.0 However, T: Average holding temperature in the temperature range of 500 to 600 ° C (° C) t: Holding time in the temperature range of 500 to 600 ° C. (s) exp (X) and ln (X) denote the exponential function and natural logarithm of X, respectively.
  • the “high-strength galvanized steel sheet” is a galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 540 MPa or more.
  • the hot dip galvanized steel sheet in the present invention includes both a hot dip galvanized steel sheet that has not been subjected to an alloying treatment and an alloyed hot dip galvanized steel sheet that has been subjected to an alloying treatment.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 540 MPa or more, excellent workability and material stability due to high ductility and high hole expansibility, and excellent plating appearance. Is obtained.
  • FIG. 1 is a diagram showing the relationship between annealing temperature (T 1 ) and TS.
  • FIG. 2 is a diagram showing the relationship between the annealing temperature (T 1 ) and EL.
  • FIG. 3 is a diagram showing the relationship between the cooling average holding temperature (T 2 ) and TS.
  • FIG. 4 is a graph showing the relationship between the cooling average holding temperature (T 2 ) and EL.
  • (A) C 0.04% or more and 0.13% or less C is an austenite-forming element and an element essential for strengthening steel. If the C content is less than 0.04%, it is difficult to ensure the desired strength. On the other hand, if the C content exceeds 0.13%, the welded part and the heat-affected part are markedly cured, and the mechanical properties of the welded part deteriorate, so that spot weldability, arc weldability, and the like are lowered. Therefore, the C content is set to 0.04% or more and 0.13% or less.
  • Si 0.7% or more and 2.3% or less
  • Si is a ferrite-forming element and also an element effective for solid solution strengthening.
  • the Si content is 0.7% or more and 2.3% or less.
  • it is 1.2% or more and 1.8% or less.
  • Mn is an element effective 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 reason, it is necessary to contain Mn 0.8% or more.
  • the content exceeds 2.0%, the martensite area ratio in the second phase increases, and it becomes difficult to ensure material stability.
  • the alloy cost of Mn has risen in recent years, it also leads to a cost increase factor. Therefore, the Mn content is 0.8% or more and 2.0% or less. Preferably they are 1.0% or more and 1.8% or less.
  • P 0.1% or less P is an element effective for strengthening steel. However, if P is contained excessively in excess of 0.1%, embrittlement occurs due to segregation at the grain boundaries, and impact resistance is reduced. Deteriorate. On the other hand, if the content exceeds 0.1%, the alloying rate is significantly delayed. Therefore, the P content is 0.1% or less.
  • S 0.01% or less S is an inclusion such as MnS, which causes deterioration of impact resistance and cracks along the metal flow of the welded portion, so the content is as low as possible. However, from the viewpoint of manufacturing cost, the S content is set to 0.01% or less.
  • (F) Al 0.1% or less
  • the content of Al exceeds 0.1%, coarse Al 2 O 3 is generated and the material deteriorates. For this reason, Al content shall be 0.1% or less.
  • the content is preferably 0.01% or more. Therefore, a preferable range of the Al content is 0.01 to 0.1%.
  • N is an element that causes the most deterioration in the aging resistance of steel, and the smaller the value, the more preferable. When the content exceeds 0.008%, the deterioration of aging resistance is remarkable. Become. Therefore, the N content is 0.008% or less.
  • the balance is Fe and inevitable impurities.
  • at least one selected from the following elements can be added as necessary.
  • Ni and Cu are effective elements for strengthening steel and can be added as necessary. It also has the effect of promoting internal oxidation and improving plating adhesion. However, if Ni and Cu are contained in excess of 1.0%, the workability of the steel sheet is lowered. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ni and Cu, the content is made 1.0% or less, respectively. Moreover, in order to exhibit the said effect effectively, it is preferable that content of Ni and Cu is 0.05% or more, respectively.
  • Ti and Nb are effective elements for precipitation strengthening of steel and are necessary It can be added depending on. However, if the respective contents exceed 0.1%, the workability and the shape freezing property decrease. In addition, the cost increases. Therefore, when adding Ti and Nb, the content is 0.1% or less, respectively. Moreover, in order to exhibit the said effect effectively, it is preferable that content of Ti and Nb is 0.01% or more, respectively.
  • B has the effect of suppressing the formation and growth of ferrite from the austenite grain boundaries, and can be added as necessary. However, if it exceeds 0.0050%, the workability decreases. In addition, the cost increases. Therefore, when adding B, the content is made 0.0050% or less. Moreover, in order to exhibit the said effect effectively, it is preferable that the content is 0.0003% or more.
  • Ca and REM are sulfides that spheroidize the shape of the sulfide and make it expandable It is an effective element to improve the adverse effects of However, if it is contained excessively, inclusions and the like are increased and surface and internal defects are caused. Therefore, when adding Ca and REM, the content shall be 0.005% or less, respectively. Moreover, in order to exhibit the said effect effectively, it is preferable that the content is 0.001% or more, respectively.
  • ferrite In addition to ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite, carbides such as retained austenite, tempered martensite, and cementite may be generated. However, the above ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite may be generated. If the area ratio is satisfied, the object of the present invention can be achieved.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite in the present invention is the area ratio of each phase in the observation area.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention uses a steel sheet having the above component composition and the above steel structure as a base steel sheet, and a plated film obtained by hot-dip galvanizing, or a plated film that has been subjected to alloying treatment after hot-dip galvanizing. Have.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention is subjected to the two-step heat treatment described below on a steel sheet obtained from a steel having a component composition suitable for the above-described component composition range, and then hot-dip galvanized. Or by performing an alloying treatment after hot dip galvanization.
  • hot rolling it is preferable to heat the slab to 1100 to 1300 ° C., perform hot rolling at a final finishing temperature of 850 ° C. or higher, and wind it on a steel strip at 400 to 650 ° C.
  • the coiling temperature exceeds 650 ° C., the carbides in the hot-rolled sheet are coarsened, and such coarsened carbides cannot be melted during soaking at the time of annealing, so that the required strength may not be obtained. .
  • the hot-rolled steel sheet thus obtained may be used as the steel sheet, or the hot-rolled steel sheet after pickling is further used as the steel sheet after cold rolling. May be.
  • cold rolling it is not necessary to specifically limit the conditions, but it is preferable to perform cold rolling at a cold reduction rate of 30% or more. If the cold rolling reduction is low, recrystallization of ferrite is not promoted, unrecrystallized ferrite remains, and ductility and hole expansibility may decrease.
  • O 2 is set to 0.1 vol% or more due to the need for sufficient amount of an oxidation.
  • O 2 is preferably 20 vol% or less of the atmospheric level.
  • H 2 O is made 1 vol% or more in order to promote oxidation. In consideration of the humidification cost, H 2 O is preferably 50 vol% or less. If the temperature after heating in the former step is less than 400 ° C., it is difficult to oxidize, and if it exceeds 750 ° C., the iron oxide is peeled off by the roll in the second heating step. Heat to below °C.
  • the latter stage of the first heating process is performed to reduce the surface of the steel plate once oxidized and suppress the pressing. Therefore, it is possible to reduce the surface of the steel sheet by heating in the latter stage, and the steel sheet that is once oxidized in the former stage is heated under conditions where iron oxide peeling does not occur, that is, under conditions of low-temperature reducing heating in a low oxygen concentration atmosphere.
  • the surface is subjected to reduction treatment to such an extent that iron oxide does not peel off in the next second heating step.
  • O 2 since O 2 cannot be reduced when O 2 is 0.1 vol% or more, O 2 is set to less than 0.1 vol%. However, it is necessary to set it as 0.01 vol% or more.
  • H 2 O is contained in a large amount, the steel sheet is oxidized, so the content is set to 20 vol% or less. However, 1 vol% or more of H 2 O is necessary.
  • the steel plate temperature is less than 600 ° C., it is difficult to reduce, and when it exceeds 850 ° C., heating costs are required. Therefore, in the latter stage, the steel plate temperature is heated to a temperature in the range of 600 ° C. to 850 ° C.
  • pre-stage heating is performed by a direct-fired furnace (DFF) or non-oxidizing furnace (NOF)
  • DFF direct-fired furnace
  • NOF non-oxidizing furnace
  • the combustion gas is C gas generated in a coke oven and the air ratio is 0.6 to less than 1. . This is because if the air ratio is 1 or more, iron oxide on the surface of the steel sheet cannot be reduced, and if the air ratio is less than 0.6, the combustion efficiency deteriorates.
  • the second heating step is performed subsequent to the first heating step, and is for adjusting the reduction treatment and the steel sheet structure, and includes H 2 : 1 to 50 vol% and has a dew point of 0.
  • the steel sheet is held for 15 to 600 s in a temperature range of 750 to 900 ° C. in an atmosphere of less than or equal to 0 ° C., cooled to a temperature range of 450 to 550 ° C., and then held for 10 to 200 s in the temperature range of 450 to 550 ° C.
  • ⁇ H 2 An atmosphere containing 1 to 50 vol% and a dew point of 0 ° C. or less
  • the iron oxide generated in the first heating step is difficult to be reduced, so the first heating step Even if sufficient iron oxide is generated to ensure the plating property, the plating property deteriorates.
  • Annealing to hold for 15 to 600 s in a temperature range of 750 to 900 ° C specifically, an austenite single phase region or a two-phase region of austenite and ferrite.
  • the annealing temperature is less than 750 ° C. or the holding time is less than 15 s, the hard cementite in the steel sheet is not sufficiently dissolved, so that the hole expandability is lowered, and the desired martensite area ratio cannot be obtained, and the ductility is lowered. To do.
  • the annealing temperature exceeds 900 ° C.
  • the growth of austenite grains is remarkable, and it becomes difficult to secure bainitic ferrite due to the bainite transformation that occurs during holding after cooling, so that the hole expandability decreases, and martensite
  • the area ratio / (bainitic ferrite area ratio + pearlite area ratio) exceeds 0.6, good material stability cannot be obtained.
  • the holding time exceeds 600 s, austenite becomes coarse, and it is difficult to secure a desired strength, and it may cause an increase in cost due to a large energy consumption.
  • a high-strength hot-dip galvanized steel sheet having a tensile strength TS of 540 MPa or more, excellent workability and material stability, and excellent plating appearance can be obtained.
  • the holding temperature does not need to be constant as long as it is within the above-mentioned temperature range, and even if the cooling rate changes during cooling, it may be within the specified range. That's fine.
  • the steel plate may be heat-processed with what kind of equipment.
  • temper rolling of the steel sheet of the present invention for shape correction after heat treatment is also included in the scope of the present invention.
  • the steel sheet of the present invention is typically produced through various processes such as normal steelmaking, casting, hot rolling, etc., but omits part or all of the hot rolling process by thin casting, for example. May be manufactured.
  • the galvanized steel sheet was obtained by alloying the plating layer (cold-rolled steel sheet base hot-dip galvanized material: No. 1 to 90, hot-rolled steel sheet base hot-dip galvanized material: Nos. 91 and 92). The amount of plating was 30 to 50 g / m 2 per side. A part of a hot-dip galvanized steel sheet that was not subjected to alloying treatment after hot-dip galvanizing treatment was also produced.
  • the area ratio of ferrite, bainitic ferrite, pearlite, and martensite phase with respect to the obtained hot dip galvanized steel sheet was corroded with 3% nital after polishing the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet, and SEM Ten fields of view were observed using a (scanning electron microscope) at a magnification of 2000 times, and obtained using Image-Pro of Media Cybernetics.
  • the obtained hot-dip galvanized steel sheet was subjected to tempering treatment at 200 ° C. for 2 hours, and then the structure of the plate thickness section parallel to the rolling direction of the steel sheet was described above.
  • the area ratio of the tempered martensite phase obtained by the above method was defined as the area ratio of the martensite phase.
  • the volume ratio of the retained austenite phase was obtained by polishing the steel plate to a 1 ⁇ 4 surface in the plate thickness direction and diffracting X-ray intensity of the 1 ⁇ 4 surface thickness. CoK ⁇ rays are used as incident X-rays, and the peaks of ⁇ 111 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 220 ⁇ , ⁇ 311 ⁇ planes of retained austenite phase and ⁇ 110 ⁇ , ⁇ 200 ⁇ , ⁇ 211 ⁇ planes of ferrite phase are used. Intensity ratios were obtained for all combinations of integrated intensities, and the average value of these ratios was taken as the volume ratio of the retained austenite phase.
  • the tensile test is performed in accordance with JIS Z 2241 using a JIS No. 5 test piece obtained by taking a sample so that the tensile direction is perpendicular to the rolling direction of the steel sheet, and TS (tensile strength), EL (all Elongation) was measured, and when TS ⁇ EL ⁇ 19000 MPa ⁇ %, the ductility was determined to be good.
  • the hole expansibility was measured with respect to the hot dip galvanized steel sheet obtained by the above.
  • the hole expandability was performed in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFST1001. After each steel plate obtained was cut to 100 mm ⁇ 100 mm, a hole having a diameter of 10 mm or more was punched with a clearance of 12% ⁇ 1% when the thickness was 2.0 mm or more, and a clearance of 12% ⁇ 2% when the thickness was less than 2.0 mm.
  • Limit hole expansion ratio ⁇ (%) ⁇ (D f ⁇ D 0 ) / D 0 ⁇ ⁇ 100
  • D f hole diameter at crack initiation (mm) D 0 is the initial hole diameter (mm).
  • the surface appearance was investigated by the following method. Judging by visual inspection for appearance defects such as non-plating and pushing rods, good ( ⁇ ) when there is no appearance defect, good ( ⁇ ) when there is a slight but poor appearance. When there was an appearance defect, it was determined as a defect (x).
  • TS is 540 MPa or more
  • ⁇ is 70% or more
  • the hole expandability is excellent
  • TS ⁇ EL ⁇ 19000 MPa ⁇ %.
  • ⁇ TS and ⁇ EL are small, and a high-strength hot-dip galvanized steel sheet excellent in material stability is obtained.
  • one or more of ductility and hole expansibility are inferior, or material stability is not preferable.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention example is not plated and excellent in surface appearance, but in the comparative example, it is understood that non-plating occurs and the surface appearance is inferior.
  • the high-strength hot-dip galvanized steel sheet of the present invention has a tensile strength TS of 540 MPa or more, has high ductility and high hole expansibility, and is excellent in material stability.

Abstract

５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、材質安定性と加工性、およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供する。質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％以下、Ｎ：０．００８％以下を含有する鋼板に対し、Ｏ２：０．１～２０ｖｏｌ％、Ｈ２Ｏ：１～５０ｖｏｌ％の雰囲気中で４００～７５０℃に加熱し、次いでＯ２：０．０１～０．１ｖｏｌ％未満、Ｈ２Ｏ：１～２０ｖｏｌ％の雰囲気中で６００～８５０℃に加熱する第１加熱工程を施し、次いでＨ２：１～５０ｖｏｌ％で露点が０℃以下の雰囲気中で鋼板を７５０～９００℃で１５～６００ｓ保持し、４５０～５５０℃の温度域に冷却した後、その温度で１０～２００ｓ保持する第２加熱工程を施した後、溶融亜鉛めっき処理を施す。

Description

材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
　本発明は、自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な材質安定性、加工性に優れ、さらにめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関する。
　近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、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となってきている。
　しかしながら、鋼板の高強度化は延性の低下、すなわち成形加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を兼備した材料の開発が望まれている。
　また、高強度鋼板を自動車部品のような複雑な形状へ成形加工する際には、張出し部位や伸びフランジ部位で割れやネッキングの発生が大きな問題となる。そのため、割れやネッキングの発生の問題を克服できる高延性と高穴拡げ性を両立した高強度鋼板も必要とされている。
　さらに、鋼板の高強度化、薄肉化により形状凍結性は著しく低下する。これに対応するため、プレス成形時に、離型後の形状変化を予め予測し、形状変化量を見込んで型を設計することが広く行われている。しかし、鋼板の引張強度（ＴＳ）が変化すると、これらを一定とした見込み量からのズレが大きくなり、形状不良が発生し、プレス成形後に一個一個形状を板金加工する等の手直しが不可欠となり、量産効率を著しく低下させる。したがって、鋼板のＴＳのバラツキは可能な限り小さくすることが要求されている。
　高強度鋼板の成形性向上に対しては、これまでにフェライト−マルテンサイト二相鋼（Ｄｕａｌ−Ｐｈａｓｅ鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性（Ｔｒａｎｓｆｏｒｍａｔｉｏｎ　Ｉｎｄｕｃｅｄ　Ｐｌａｓｔｉｃｉｔｙ）を利用したＴＲＩＰ鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。
　例えば、特許文献１では、化学成分組成を特定の範囲に規定するとともに、残留オーステナイトおよびマルテンサイトの体積率、および、製造条件を規定した、延性に優れた亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。また、特許文献２では、化学成分組成を特定の範囲に規定するとともに、特殊な製造条件を規定した、延性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献３では、化学成分組成を特定の範囲に規定するとともに、フェライトとベイニティックフェライトと残留オーステナイトの体積率を特定の範囲に規定した、延性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。また、特許文献４では、フェライト、ベイナイトおよび３％以上の残留オーステナイトを有し、板幅方向における伸びのバラツキが改善された高強度冷延鋼板の製造方法が提案されている。
特開２００１−１４００２２号公報 特開平０４−０２６７４４号公報 特開２００７−１８２６２５号公報 特開２０００−２１２６８４号公報
　しかしながら、特許文献１~３では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としており、穴拡げ性については考慮されていない。また、特許文献４では、板幅方向における全伸びＥＬのバラツキにのみ述べており、成分組成や製造条件による材質のバラツキについては考慮されていない。このように、いずれの技術においても、高延性と高穴拡げ性を兼ね備え、かつ、材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は未だ得られていない。
　本発明はかかる事情に鑑みてなされたものであって、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、材質安定性と加工性（高延性と高穴拡げ性）に優れ、さらにめっき外観にも優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提供することを課題とする。
　本発明者らは、５４０ＭＰａ以上の引張強度（ＴＳ）を有し、かつ、材質安定性と加工性（高廷性と高穴拡げ性）およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得るべく鋭意検討を重ねたところ、以下のことを知見した。
　・Ｓｉを積極添加してその含有量を所定量以上とすることにより、フェライトの加工硬化能向上による延性の向上と、フェライトの固溶強化による強度確保および第二相との硬度差緩和による穴拡げ性の向上が可能となる。
　・ベイニティックフェライトやパーライトの活用により、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和でき、穴拡げ性の向上が可能となる。
　・最終組織に硬質なマルテンサイトが多く存在すると軟質なフェライト相の異相界面で大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下するため、最終的にマルテンサイトに変態する未変態オーステナイトをパーライト化し、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、少量のマルテンサイトを有する組織を造り込むことで、高延性を維持したままで、穴拡げ性の向上が可能となり、さらに、上記各相の面積率を適正に制御することにより、材質安定性の確保が可能となる。
　一方で、Ｓｉを含有させるとめっき外観は劣化することが分かっている。通常、溶融亜鉛めっき鋼板は還元雰囲気中で熱処理を行った後、溶融亜鉛めっき処理を施す。ここで、鋼中に添加されたＳｉは易酸化性元素であるため、一般的に用いられる還元雰囲気中でも選択酸化されて、鋼板の表面に濃化し酸化物を形成する。この酸化物はめっき処理時の溶融亜鉛との濡れ性を低下させて不めっきを生じさせるので、鋼中Ｓｉ濃度の増加と共に濡れ性が急激に低下し不めっきが多発する。
　このような問題に対して、予め酸化性雰囲気中で鋼板を加熱して表面に酸化鉄を形成した後、還元焼鈍を行うことにより、溶融亜鉛との濡れ性を改善することができる。しかし一方で、還元焼鈍の初期段階で鋼板表面から剥離した酸化鉄がロールに付着し、鋼板表面の押し疵の原因となることがある。このような鋼板表面からの酸化鉄の剥離の問題を解消すべく検討した結果、酸化鉄を形成した後に微酸化性雰囲気で鋼板を加熱して酸化鉄の最表面を還元することで、酸化鉄の剥離が抑制されることを知見した。
　本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
　（１）質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％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に対し、前段においてＯ２：０．１~２０ｖｏｌ％、Ｈ２Ｏ：１~５０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中でその温度が４００~７５０℃の範囲内になるように加熱し、後段においてＯ２：０．０１~０．１ｖｏｌ％未満、Ｈ２Ｏ：１~２０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中で鋼板を６００~８５０℃の範囲内の温度になるように加熱する第１加熱工程を施し、次いで、Ｈ２：１~５０ｖｏｌ％を含み露点が０℃以下の雰囲気中で鋼板を７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域で１０~２００ｓ保持する第２加熱工程を施した後、溶融亜鉛めっき処理を施し、面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする、材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（２）前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（３）前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）または（２）に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（４）前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする前記（１）~（３）のいずれかに記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（５）前記第１加熱工程前段は直火炉または無酸化炉により、空気比が１以上１．３以下の条件で行い、前記第１加熱工程後段は直火炉または無酸化炉により、空気比が０．６以上１未満の条件で行うことを特徴とする前記（１）~（４）のいずれかに記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
　（６）前記溶融亜鉛めっき処理後に、５００~６００℃の温度域において下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記（１）~（５）のいずれかに記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
ただし、
Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　なお、本明細書において、鋼の成分を示す％は、すべて質量％である。また、本発明において、「高強度溶融亜鉛めっき鋼板」とは、引張強度ＴＳが５４０ＭＰａ以上である溶融亜鉛めっき鋼板である。
　また、本発明においては、合金化処理を施す、施さないにかかわらず、溶融亜鉛めっきによって鋼板上に亜鉛をめっきした鋼板を総称して溶融亜鉛めっき鋼板と呼称する。すなわち、本発明における溶融亜鉛めっき鋼板とは、合金化処理を施してない溶融亜鉛めっき鋼板、合金化処理を施した合金化溶融亜鉛めっき鋼板の両方を含むものである。
　本発明によれば、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、高延性と高穴拡げ性であることから加工性および材質安定性に優れ、さらにめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。
図１は、焼鈍温度（Ｔ１）とＴＳの関係を示す図である。 図２は、焼鈍温度（Ｔ１）とＥＬの関係を示す図である。 図３は、冷却平均保持温度（Ｔ２）とＴＳの関係を示す図である。 図４は、冷却平均保持温度（Ｔ２）とＥＬの関係を示す図である。
　以下に、本発明を詳細に説明する。
　（１）まず、成分組成について説明する。
　（ａ）Ｃ：０．０４％以上０．１３％以下
　Ｃはオーステナイト生成元素であり、鋼の強化に不可欠な元素である。Ｃ含有量が０．０４％未満では、所望の強度確保が難しい。一方、Ｃ含有量が０．１３％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ため、スポット溶接性、アーク溶接性等が低下する。よって、Ｃ含有量は０．０４％以上０．１３％以下とする。
　（ｂ）Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下
　Ｓｉはフェライト生成元素であり、また、固溶強化に有効な元素でもある。フェライト相の加工硬化能向上による良好な延性確保のためにはＳｉを０．７％以上含有させることが必要である。さらに、所望のベイニティックフェライト相の面積率を確保し、良好な穴拡げ性を確保するためにも０．７％以上含有させることが必要である。しかしながら、Ｓｉを過剰に含有させると、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。よって、Ｓｉ含有量は０．７％以上２．３％以下とする。好ましくは、１．２％以上１．８％以下である。
　（ｃ）Ｍｎ：０．８％以上２．０％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、Ｍｎは０．８％以上含有させる必要がある。一方、２．０％を超えて過剰に含有させると、第二相中のマルテンサイト面積率が増加し、材質安定性の確保が困難となる。また、近年Ｍｎの合金コストが高騰しているため、コストアップの要因にも繋がる。したがって、Ｍｎ含有量は０．８％以上２．０％以下とする。好ましくは１．０％以上１．８％以下である。
　（ｄ）Ｐ：０．１％以下
　Ｐは、鋼の強化に有効な元素であるが、０．１％を超えて過剰に含有させると、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。また、含有量が０．１％を超えると合金化速度を大幅に遅延させる。したがって、Ｐ含有量は０．１％以下とする。
　（ｅ）Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、ＭｎＳ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、その含有量は極力低い方がよいが、製造コストの面からＳ含有量を０．０１％以下とする。
　（ｆ）Ａｌ：０．１％以下
　Ａｌは、その含有量が０．１％を超えると、粗大なＡｌ２Ｏ３が生成し、材質が劣化する。このため、Ａｌ含有量を０．１％以下とする。また、Ａｌは鋼の脱酸のために添加される場合、その含有量が０．０１％未満ではＭｎやＳｉなどの粗大な酸化物が鋼中に多数分散して材質が劣化することになるため、含有量を０．０１％以上とするのが好ましい。したがって、Ａｌ含有量の好ましい範囲は、０．０１~０．１％である。
　（ｇ）Ｎ：０．００８％以下
　Ｎは、鋼の耐時効性を最も大きく劣化させる元素であり、少ないほど好ましく、その含有量が０．００８％を超えると耐時効性の劣化が顕著となる。したがって、Ｎ含有量は０．００８％以下とする。
　残部はＦｅおよび不可避的不純物である。ただし、これらの元素に加えて、以下の元素のうちから選ばれる少なくとも１種を必要に応じて添加することができる。
　（ｈ）Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｃｒ、Ｖ、Ｍｏは強度と延性のバランスを向上させ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。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０％、Ｖ：０．５％、Ｍｏ：０．５％を超えて過剰に添加すると、第二相の分率が過大となり著しい強度上昇等の懸念が生じる。また、コストアップの要因にもなる。従って、これらの元素を添加する場合には、その量をそれぞれＣｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下とする。上記効果を有効に発揮させるためには、Ｃｒ：０．０５％以上、Ｖ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上であることが好ましい。
　Ｎｉ、Ｃｕは鋼の強化に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。また内部酸化を促進してめっき密着性を向上させる作用がある。しかし、Ｎｉ、Ｃｕとも１．０％を超えて含有させると、鋼板の加工性を低下させる。また、コストアップの要因にもなる。よって、Ｎｉ、Ｃｕを添加する場合に、その含有量はそれぞれ１．０％以下とする。また、上記効果を有効に発揮するためには、Ｎｉ、Ｃｕの含有量は、それぞれ０．０５％以上であることが好ましい。
　（ｉ）Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　Ｔｉ、Ｎｂは鋼の析出強化に有効な元素であり、必要に応じて添加することができる。しかし、それぞれの含有量が０．１％を超えると加工性および形状凍結性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｔｉ、Ｎｂを添加する場合には、その含有量を、それぞれ０．１％以下とする。また、上記効果を有効に発揮するためには、Ｔｉ、Ｎｂの含有量はそれぞれ０．０１％以上であることが好ましい。
　Ｂはオーステナイト粒界からのフェライトの生成・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。しかし、０．００５０％を超えると加工性が低下する。また、コストアップの要因にもなる。したがって、Ｂを添加する場合には、その含有量を０．００５０％以下とする。また、上記効果を有効に発揮するためには、その含有量は０．０００３％以上であることが好ましい。
　（ｊ）Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種
　ＣａおよびＲＥＭ（Ｒａｒｅ　Ｅａｒｔｈ　Ｍｅｔａｌ）は、硫化物の形状を球状化し穴拡げ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。しかしながら、過剰に含有させると、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を添加する場合は、その含有量はそれぞれ０．００５％以下とする。また、上記効果を有効に発揮するためには、その含有量はそれぞれ０．００１％以上であることが好ましい。
　（２）次に鋼組織について説明する。
　（ａ）フェライト相の面積率：７５％以上
　良好な延性を確保するためには、フェライト相は面積率で７５％以上必要である。
　（ｂ）ベイニティックフェライト相の面積率：１．０％以上
　良好な穴拡げ性の確保のためには、軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトの硬度差を緩和させることが必要であり、そのために、ベイニティックフェライト相が面積率で１．０％以上必要である。
　（ｃ）パーライト相の面積率：１．０％以上１０．０％以下
　良好な穴拡げ性の確保のため、パーライト相の面積率は１．０％以上とする。所望の強度−延性バランスを確保するため、パーライト相の面積率を１０．０％以下とする。
　（ｄ）マルテンサイト相の面積率：１．０％以上５．０％未満
　所望の強度−延性バランスを確保するため、マルテンサイト相の面積率は１．０％以上とする。良好な材質安定性を確保するために、引張特性（ＴＳ、ＥＬ）に大きく影響を及ぼすマルテンサイト相の面積率は５．０％未満である必要がある。
　（ｅ）マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６
　良好な材質安定性を確保するために、第二相の相構成を、材質バラツキの要因となるマルテンサイトの量を低減し、マルテンサイトより軟質なベイニティックフェライトやパーライトの量を多くすること、つまり、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす必要がある。
　なお、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイト以外に、残留オーステナイトや、焼戻しマルテンサイトや、セメンタイト等の炭化物が生成する場合があるが、上記のフェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイトの面積率が満足されていれば、本発明の目的を達成することができる。
　また、本発明におけるフェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイトの面積率とは、観察面積に占める各相の面積割合のことである。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記成分組成と上記鋼組織を有する鋼板を下地鋼板とし、その上に溶融亜鉛めっきによるめっき皮膜、または溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施しためっき皮膜を有する。
　（３）次に製造条件について説明する。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、上記の成分組成範囲に適合した成分組成を有する鋼から得られた鋼板に対し、以下に説明する２工程の加熱処理を行い、その後溶融亜鉛めっきを施すこと、または溶融亜鉛めっきを施した後に合金化処理を施すことにより製造する。
　（ａ）鋼板の製造
　上記の成分組成を有する鋼を、公知の方法により、溶製した後、分塊または連続鋳造を経てスラブとし、熱間圧延して熱延板にする。熱間圧延を行うに際しては、スラブを１１００~１３００℃に加熱し、最終仕上げ温度を８５０℃以上で熱間圧延を施し、４００~６５０℃で鋼帯に巻き取ることが好ましい。巻き取り温度が６５０℃を超えた場合、熱延板中の炭化物が粗大化し、このような粗大化した炭化物は焼鈍時の均熱中に溶けきらないため、必要強度を得ることができない場合がある。その後、公知の方法で酸洗処理を行う。このようにして得られた熱延鋼板を上記鋼板として用いてもよいし、酸洗を行った後の熱延鋼板に対し、さらに冷間圧延を行った後の冷延鋼板を上記鋼板として用いてもよい。冷間圧延を行うに際しては、特にその条件を限定する必要はないが、３０％以上の冷間圧下率で冷間圧延を施すことが好ましい。冷間圧下率が低いと、フェライトの再結晶が促進されず、未再結晶フェライトが残存し、延性と穴拡げ性が低下する場合があるためである。
　（ｂ）加熱処理
　（ｉ）第１加熱工程
　第１加熱工程は、前段において、Ｏ２：０．１~２０ｖｏｌ％、Ｈ２Ｏ：１~５０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中で鋼板を４００~７５０℃の範囲内の温度になるように加熱し、後段において、Ｏ２：０．０１~０．１ｖｏｌ％未満、Ｈ２Ｏ：１~２０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中で鋼板を６００~８５０℃の範囲内の温度になるように加熱する。
　・第１加熱工程前段
　第１加熱工程前段は鋼板を酸化させるために行うものであり、Ｏ２は酸化を行うのに十分な量が必要であるため０．１ｖｏｌ％以上とする。また、経済的な理由から、Ｏ２は大気レベルの２０ｖｏｌ％以下が好ましい。Ｈ２Ｏは酸化を促進するために１ｖｏｌ％以上とする。また、加湿コストを考慮すると、Ｈ２Ｏは５０ｖｏｌ％以下が好ましい。前段工程で加熱後の温度が４００℃未満では酸化しにくく、７５０℃を超えると酸化しすぎて第２加熱工程内のロールで酸化鉄が剥離するので、前段では、鋼板温度が４００℃以上７５０℃以下となるように加熱する。
　・第１加熱工程後段
　第１加熱工程後段は一旦酸化された鋼板表面を還元処理し、押し疵を抑制するために行う。そのため後段の加熱では鋼板表面を還元処理することが可能で、かつ、酸化鉄の剥離が起こらない条件、すなわち低酸素濃度雰囲気で低温還元加熱の条件で加熱を行い、前段で一旦酸化された鋼板表面を、次の第２加熱工程内で酸化鉄の剥離が起こらない程度まで還元処理する。この際にＯ２が０．１ｖｏｌ％以上では還元できないのでＯ２は０．１ｖｏｌ％未満とする。ただし、０．０１ｖｏｌ％以上とすることが必要である。Ｈ２Ｏは多量に含まれると鋼板が酸化されるので２０ｖｏｌ％以下とする。ただし、１ｖｏｌ％以上のＨ２Ｏは必要である。鋼板温度が、６００℃未満では還元しにくく、８５０℃を超えると加熱コストがかかるため、後段では鋼板温度が６００℃以上８５０℃以下の範囲内の温度となるように加熱する。
　前段加熱を直火炉（ＤＦＦ）または無酸化炉（ＮＯＦ）により行う場合、燃焼ガスはコークス炉で発生するＣガスを用い、空気比が１以上１．３以下の条件で行うことが好ましい。これは空気比が１未満では鋼板は酸化せず、１．３を超えると過酸化によりピックアップが発生するためである。また、後段加熱を直火炉（ＤＦＦ）もしくは無酸化炉（ＮＯＦ）により行う場合、燃焼ガスはコークス炉で発生するＣガスを用い、空気比が０．６以上１未満の条件で行うことが好ましい。これは空気比が１以上であると鋼板表面の酸化鉄を還元することができず、空気比が０．６未満であると燃焼効率が悪くなるためである。
　（ｉｉ）第２加熱工程
　第２加熱工程は、第１加熱工程に引き続いて行われ、還元処理および鋼板組織の調整を行うためのものであり、Ｈ２：１~５０ｖｏｌ％を含み露点が０℃以下の雰囲気中で鋼板を７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域で１０~２００ｓ保持する。
　・Ｈ２：１~５０ｖｏｌ％を含み露点が０℃以下の雰囲気
　Ｈ２が１ｖｏｌ％未満、露点が０℃超になると第１加熱工程で生成した酸化鉄が還元されにくいため、第１加熱工程においてめっき性を確保するのに十分な酸化鉄が生成しても、かえってめっき性が劣化するようになる。また、Ｈ２が５０ｖｏｌ％を超えるとコストアップにつながる。露点が−６０℃未満では工業的に実施が困難であるため、露点は−６０℃以上が好ましい。
　・７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持
　７５０~９００℃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とフェライトの二相域で、１５~６００ｓ保持する焼鈍を行う。焼鈍温度が７５０℃未満または保持時間が１５ｓ未満になると、鋼板中の硬質なセメンタイトが十分に溶解しないため穴拡げ性が低下し、また、所望のマルテンサイト面積率が得られないため延性が低下する。一方、焼鈍温度が９００℃を超えると、オーステナイト粒の成長が著しく、冷却後の保持中に生じるベイナイト変態によるベイニティックフェライトの確保が困難となるため穴拡げ性が低下し、また、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．６を超えるため良好な材質安定性が得られない。さらに、保持時間が６００ｓを超えると、オーステナイトが粗大化し、所望の強度確保が困難となり、また、多大なエネルギー消費にともなうコスト増を引き起こす場合がある。
　・４５０~５５０℃の温度域にて１０~２００ｓ保持
　前記の焼鈍を行った後、４５０~５５０℃の温度域に冷却し、該４５０~５５０℃の温度域に１０~２００ｓ保持する。保持温度が５５０℃を超える、または保持時間が１０ｓ未満になると、ベイナイト変態が促進せず、ベイニティックフェライトの面積率が１．０％未満になるため、所望の穴拡げ性を得られない。また、保持温度が４５０℃未満、または保持時間が２００ｓを超えると、第二相の大半がベイナイト変態の促進により生成した固溶炭素量の多いオーステナイトとベイニティックフェライトになり、所望の１．０％以上のパーライト面積率が得られず、かつ、硬質なマルテンサイト相の面積率が５．０％以上となるため、良好な穴拡げ性と材質安定性が得られない。
　（ｃ）溶融亜鉛めっき処理
　上記第２加熱工程の後、鋼板を通常の浴温のめっき浴中に浸入させて溶融亜鉛めっきを施し、ガスワイピングなどでめっき付着量を調整し、冷却することで、めっき層を合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板を得る。
　合金化処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときは、溶融亜鉛めっきを施した後、５００~６００℃の温度域において、下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を行う。
０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
ただし、
Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
　ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が０．４５未満になると、合金化処理後の鋼組織にマルテンサイトが多く存在し、上記硬質なマルテンサイトが軟質なフェライトと隣接して、異相間に大きな硬度差が生じ、穴拡げ性が低下する。また、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）が０．６を超えるため、材質安定性が損なわれる。また、溶融亜鉛めっき層の付着性が悪くなる。ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が１．０超になると、未変態オーステナイトの殆どがセメンタイトもしくはパーライトに変態し、結果として所望の強度と延性のバランスが得られない。
　また、５００℃未満の温度域では、めっき層の合金化が促進されず、合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることが難しい。また、６００℃を超える温度域では、第二相の殆どがパーライトになり、所望のマルテンサイト面積率が得られず、強度と延性のバランスが低下する。
　合金化処理を、５００~６００℃の温度域において、ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）が上記範囲を満たすようして行うことにより、このような問題を生じさせずに高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
　以上のような本発明により、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、加工性および材質安定性に優れ、めっき外観性にも優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
　図１、図２は、後述する実施例の本発明例である鋼ＡのＮｏ．１５、１６、１７（表２、表５）と比較例である鋼ＨのＮｏ．１８、１９、２０（表２、表５）について、第２加熱工程における焼鈍温度（Ｔ１）とＴＳとの関係、および焼鈍温度（Ｔ１）とＥＬとの関係を整理した図である。また、図３、図４は、後述する実施例の本発明例である鋼ＡのＮｏ．２１、２２、２３（表２、表５）と比較例である鋼ＨのＮｏ．２４、２５、２６（表２、表５）について、第２加熱工程における焼鈍後の冷却の平均保持温度（Ｔ２）とＴＳとの関係、および平均保持温度（Ｔ２）とＥＬとの関係を整理した図を示す。
　図１、図２より、本発明例の鋼Ａは焼鈍温度の変化にともなうＴＳ、ＥＬの変動が小さいのに対し、比較例の鋼ＨはＴＳ、ＥＬの変動が大きいことがわかる。また、図３、図４より、本発明例の鋼Ａは平均保持温度の変化にともなうＴＳ、ＥＬの変動が小さいのに対し、比較例の鋼ＨはＴＳ、ＥＬの変動が大きいことがわかる。
　以上の結果より、本発明により材質安定性が高い高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られることがわかる。
　なお、本発明の製造方法における一連の熱処理においては、上述した温度範囲内であれば保持温度は一定である必要はなく、また冷却速度が冷却中に変化した場合においても規定した範囲内であればよい。また、本発明で規定する熱履歴さえ満足されれば、鋼板はいかなる設備で熱処理を施されてもかまわない。加えて、熱処理後に形状矯正のため本発明の鋼板に調質圧延をすることも本発明の範囲に含まれる。
　なお、本発明の鋼板は、典型的には、鋼素材を通常の製鋼、鋳造、熱間圧延等の各工程を経て製造するが、例えば薄手鋳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してもよい。
　表１に示す成分組成を有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にてスラブとした。得られたスラブを１２００℃に加熱後、８７０~９２０℃の仕上温度で板厚３．２ｍｍまで熱間圧延を行い、５２０℃で巻き取った。次いで、得られた熱延板を酸洗し、熱延鋼板とした。一部は酸洗のままの熱延鋼板とし、残りはさらに冷間圧延を施し、冷延鋼板とした。次いで、上記により得られた酸洗のままの熱延鋼板および冷延鋼板を連続溶融亜鉛めっきラインにより、表２~４に示す製造条件で、焼鈍処理を行い、溶融亜鉛めっき処理を施し、さらにめっき層の合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板を得た（冷延鋼板下地溶融亜鉛めっき材：Ｎｏ．１~９０、熱延鋼板下地溶融亜鉛めっき材：Ｎｏ．９１、９２）。めっき付着量は片面あたり３０~５０ｇ／ｍ２とした。溶融亜鉛めっき処理を施した後に合金化処理を施さない溶融亜鉛めっき鋼板も一部作製した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、フェライト、ベイニティックフェライト、パーライト、マルテンサイト相の面積率は、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察し、Ｍｅｄｉａ　Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて求めた。その際、マルテンサイトと残留オーステナイトの区別が困難なため、得られた溶融亜鉛めっき鋼板に２００℃で２時間の焼戻し処理を施し、その後、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面の組織を上記の方法で観察し、上記の方法で求めた焼戻しマルテンサイト相の面積率をマルテンサイト相の面積率とした。また、残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の１／４面まで研磨し、この板厚１／４面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはＣｏＫα線を使用し、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝面とフェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
　また、引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）を測定し、ＴＳ×ＥＬ≧１９０００ＭＰａ・％の場合を延性が良好と判定した。
　材質安定性は、（Ａ）焼鈍温度Ｔ１以外の条件が同じで焼鈍温度Ｔ１だけが異なる鋼板について、ＴＳ、ＥＬの変動量を調査し、そのＴＳ、ＥＬの変動量から焼鈍温度変化２０℃あたりの変動量（ΔＴＳ、ΔＥＬ）を求め、また、（Ｂ）冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度Ｔ２以外の条件が同じで冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度Ｔ２だけが異なる鋼板について、ＴＳ、ＥＬの変動量を調査し、そのＴＳ、ＥＬの変動量から冷却後めっき浴浸漬までの平均保持温度変化２０℃あたりの変動量（ΔＴＳ、ΔＥＬ）を求め、各温度変化２０℃当たりのＴＳ変動量（ΔＴＳ）、ＥＬ変動量（ΔＥＬ）で評価した。
　また、以上により得られた溶融亜鉛めっき鋼板に対して、穴拡げ性（伸びフランジ性）を測定した。穴拡げ性（伸びフランジ性）は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳＴ１００１に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、板厚２．０ｍｍ以上はクリアランス１２％±１％で、板厚２．０ｍｍ未満はクリアランス１２％±２％で、直径１０ｍｍの穴を打ち抜いた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎ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λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から伸びフランジ性を評価し、λ≧７０（％）の場合を良好と判定した。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
　ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。
　また、表面外観については以下に示す方法にて調査した。
　不めっきや押し疵などの外観不良の有無を目視にて判断し、外観不良がない場合には良好（○）、外観不良がわずかにあるがおおむね良好である場合にはおおむね良好（△）、外観不良がある場合には不良（×）と判定した。
　以上により得られた結果を表５~７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法では、いずれもＴＳが５４０ＭＰａ以上であり、λが７０％以上で穴拡げ性に優れ、また、ＴＳ×ＥＬ≧１９０００ＭＰａ・％で強度と延性のバランスが高く、加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていることがわかる。さらに、ΔＴＳ、ΔＥＬの値も小さく、材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板が得られていることがわかる。一方、比較例では、延性、穴拡げ性のいずれか一つ以上が劣っているか、材質安定性が好ましくない。
　また、本発明例の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は不めっきがなく表面外観にも優れているが、比較例では不めっきが発生し、表面外観が劣っていることが分かる。
　本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、５４０ＭＰａ以上の引張強度ＴＳを有し、かつ、高延性と高穴拡げ性を有し、さらに材質安定性にも優れる。本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (6)

  1. 　質量％でＣ：０．０４％以上０．１３％以下、Ｓｉ：０．７％以上２．３％以下、Ｍｎ：０．８％以上２．０％以下、Ｐ：０．１％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．１％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に対し、
    　前段においてＯ２：０．１~２０ｖｏｌ％、Ｈ２Ｏ：１~５０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中で４００~７５０℃の範囲内の温度になるように加熱し、後段においてＯ２：０．０１~０．１ｖｏｌ％未満、Ｈ２Ｏ：１~２０ｖｏｌ％を含有する雰囲気中で６００~８５０℃の範囲内の温度になるように加熱する第１加熱工程を施し、
    　次いで、Ｈ２：１~５０ｖｏｌ％を含み露点が０℃以下の雰囲気中で７５０~９００℃の温度域で１５~６００ｓ保持し、４５０~５５０℃の温度域に冷却した後、該４５０~５５０℃の温度域で１０~２００ｓ保持する第２加熱工程を施した後、
    　溶融亜鉛めっき処理を施し、
    　面積率で、７５％以上のフェライト相と、１．０％以上のベイニティックフェライト相と、１．０％以上１０．０％以下のパーライト相を有し、さらに、マルテンサイト相の面積率が１．０％以上５．０％未満で、かつ、マルテンサイト面積率／（ベイニティックフェライト面積率＋パーライト面積率）≦０．６を満たす溶融亜鉛めっき鋼板を得ることを特徴とする、材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  2. 　前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｖ：０．５％以下、Ｍｏ：０．５％以下、Ｎｉ：１．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  3. 　前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下、Ｂ：０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  4. 　前記鋼板は、さらに、質量％で、Ｃａ：０．００５％以下、ＲＥＭ：０．００５％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 　前記第１加熱工程前段は直火炉または無酸化炉により、空気比が１以上１．３以下の条件で行い、前記第１加熱工程後段は直火炉または無酸化炉により、空気比が０．６以上１未満の条件で行うことを特徴とする請求項１から請求項４のいずれか１項に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 　前記溶融亜鉛めっき処理後に、５００~６００℃の温度域において下式を満たす条件で亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項１から請求項５のいずれか１項に記載の材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
    ０．４５≦ｅｘｐ［２００／（４００−Ｔ）］×ｌｎ（ｔ）≦１．０
    ただし、
    Ｔ：５００~６００℃の温度域での平均保持温度（℃）
    ｔ：５００~６００℃の温度域の保持時間（ｓ）
    ｅｘｐ（Ｘ）、ｌｎ（Ｘ）は、それぞれＸの指数関数、自然対数を示す。
PCT/JP2012/064730 2011-06-01 2012-06-01 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 WO2012165661A1 (ja)

Priority Applications (6)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020137032500A KR101585311B1 (ko) 2011-06-01 2012-06-01 재질 안정성, 가공성 및 도금 외관이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
CA2835809A CA2835809C (en) 2011-06-01 2012-06-01 Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical properties, formability, and coating appearance
CN201280027107.4A CN103597102B (zh) 2011-06-01 2012-06-01 材质稳定性、加工性和镀层外观优良的高强度热镀锌钢板的制造方法
US14/119,656 US9340859B2 (en) 2011-06-01 2012-06-01 Method for manufacturing high strength galvanized steel sheet having excellent stability of mechanical properties, formability, and coating appearance
MX2013014134A MX336836B (es) 2011-06-01 2012-06-01 Metodo para la fabricacion de una lamina de acero galvanizado de alta resistencia que tiene una excelente estabilidad de propiedades mecanicas, formabilidad, y aspecto del recubrimiento.
EP12792750.7A EP2716773B1 (en) 2011-06-01 2012-06-01 Process for producing high-strength hot-dip galvanized steel sheet with excellent material-quality stability, processability, and deposit appearance

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2011123786A JP5793971B2 (ja) 2011-06-01 2011-06-01 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2011-123786 2011-06-01

Publications (1)

Publication Number Publication Date
WO2012165661A1 true WO2012165661A1 (ja) 2012-12-06

Family

ID=47259501

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
PCT/JP2012/064730 WO2012165661A1 (ja) 2011-06-01 2012-06-01 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Country Status (9)

Country Link
US (1) US9340859B2 (ja)
EP (1) EP2716773B1 (ja)
JP (1) JP5793971B2 (ja)
KR (1) KR101585311B1 (ja)
CN (1) CN103597102B (ja)
CA (1) CA2835809C (ja)
MX (1) MX336836B (ja)
TW (1) TWI493054B (ja)
WO (1) WO2012165661A1 (ja)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3081665A4 (en) * 2013-12-13 2017-01-25 JFE Steel Corporation Method for manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheet
WO2022191008A1 (ja) * 2021-03-08 2022-09-15 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP5978826B2 (ja) * 2012-07-23 2016-08-24 Ｊｆｅスチール株式会社 表面安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5626324B2 (ja) 2012-12-11 2014-11-19 Ｊｆｅスチール株式会社 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
MA39029B2 (fr) * 2013-12-10 2019-08-30 Arcelormittal Procédé de recuit de tôles en acier
JP6052270B2 (ja) * 2013-12-13 2016-12-27 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
KR101545856B1 (ko) 2014-01-21 2015-08-20 주식회사 성우하이텍 진동 스폿 용접장치 및 진동 스폿 용접방법
CN107532270B (zh) * 2015-04-22 2019-08-20 考克利尔维修工程 用于反应控制的方法及装置
JP6237937B2 (ja) * 2016-03-11 2017-11-29 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2017154494A1 (ja) * 2016-03-11 2017-09-14 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
KR102231412B1 (ko) * 2016-10-25 2021-03-23 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
CN111448330A (zh) * 2017-12-12 2020-07-24 杰富意钢铁株式会社 多层型电磁钢板
JP6624352B1 (ja) * 2018-03-30 2019-12-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度亜鉛めっき鋼板、高強度部材およびそれらの製造方法
KR20220123120A (ko) * 2020-02-21 2022-09-05 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 고강도 용융 아연 도금 강판의 제조 방법
CN113969336B (zh) * 2020-07-23 2023-03-28 宝山钢铁股份有限公司 一种热镀锌钢板的制造方法、钢板及车用构件
CN114672717A (zh) * 2022-02-28 2022-06-28 日照钢铁控股集团有限公司 一种高扩孔热镀锌板的生产方法

Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0426744A (ja) 1990-05-22 1992-01-29 Nippon Steel Corp 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
JP2000212684A (ja) 1999-01-20 2000-08-02 Kobe Steel Ltd 板幅方向における伸びのバラツキが改善された高強度高延性冷延鋼板、および高強度高延性冷延鋼板の製造方法
JP2001140022A (ja) 1999-08-27 2001-05-22 Nippon Steel Corp プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2007182625A (ja) 2005-12-06 2007-07-19 Kobe Steel Ltd 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2007291498A (ja) * 2006-02-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2009081997A1 (ja) * 2007-12-20 2009-07-02 Jfe Steel Corporation 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
WO2009099251A1 (ja) * 2008-02-08 2009-08-13 Jfe Steel Corporation 加工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
WO2010098416A1 (ja) * 2009-02-25 2010-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
WO2011090180A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性と加工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

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JP2587724B2 (ja) * 1990-11-30 1997-03-05 新日本製鐵株式会社 めっき密着性の良好な高Ｓｉ含有高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4956998B2 (ja) * 2005-05-30 2012-06-20 Ｊｆｅスチール株式会社 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
JP5194811B2 (ja) * 2007-03-30 2013-05-08 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板
JP5151246B2 (ja) * 2007-05-24 2013-02-27 Ｊｆｅスチール株式会社 深絞り性と強度−延性バランスに優れた高強度冷延鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板ならびにその製造方法
JP5272547B2 (ja) * 2007-07-11 2013-08-28 Ｊｆｅスチール株式会社 降伏強度が低く、材質変動の小さい高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP5444752B2 (ja) 2009-02-23 2014-03-19 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5786316B2 (ja) 2010-01-22 2015-09-30 Ｊｆｅスチール株式会社 加工性および耐衝撃特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
JP5083354B2 (ja) * 2010-03-29 2012-11-28 Ｊｆｅスチール株式会社 化成処理性に優れた高Ｓｉ冷延鋼板の製造方法
KR101657862B1 (ko) 2012-04-17 2016-09-19 제이에프이 스틸 가부시키가이샤 도금 밀착성 및 슬라이딩 특성이 우수한 합금화 용융 아연 도금 강판의 제조 방법

Patent Citations (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0426744A (ja) 1990-05-22 1992-01-29 Nippon Steel Corp 溶融亜鉛めっき高張力冷延鋼板の製造方法
JP2000212684A (ja) 1999-01-20 2000-08-02 Kobe Steel Ltd 板幅方向における伸びのバラツキが改善された高強度高延性冷延鋼板、および高強度高延性冷延鋼板の製造方法
JP2001140022A (ja) 1999-08-27 2001-05-22 Nippon Steel Corp プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP2007182625A (ja) 2005-12-06 2007-07-19 Kobe Steel Ltd 耐パウダリング性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法
JP2007291498A (ja) * 2006-02-28 2007-11-08 Jfe Steel Kk 外観性とめっき密着性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
WO2009081997A1 (ja) * 2007-12-20 2009-07-02 Jfe Steel Corporation 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
WO2009099251A1 (ja) * 2008-02-08 2009-08-13 Jfe Steel Corporation 加工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
WO2010098416A1 (ja) * 2009-02-25 2010-09-02 Ｊｆｅスチール株式会社 加工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
WO2011090180A1 (ja) * 2010-01-22 2011-07-28 Ｊｆｅスチール株式会社 材質安定性と加工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

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP3081665A4 (en) * 2013-12-13 2017-01-25 JFE Steel Corporation Method for manufacturing high-strength hot-dip galvanized steel sheet
WO2022191008A1 (ja) * 2021-03-08 2022-09-15 株式会社神戸製鋼所 溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法および合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP2716773A1 (en) 2014-04-09
JP5793971B2 (ja) 2015-10-14
CA2835809A1 (en) 2012-12-06
JP2012251192A (ja) 2012-12-20
US9340859B2 (en) 2016-05-17
EP2716773B1 (en) 2019-05-22
KR20140007476A (ko) 2014-01-17
CA2835809C (en) 2016-10-11
US20140174608A1 (en) 2014-06-26
TWI493054B (zh) 2015-07-21
CN103597102B (zh) 2016-05-04
MX2013014134A (es) 2014-01-23
CN103597102A (zh) 2014-02-19
TW201303040A (zh) 2013-01-16
EP2716773A4 (en) 2015-06-03
MX336836B (es) 2016-02-03
KR101585311B1 (ko) 2016-01-13

Similar Documents

Publication Publication Date Title
JP5793971B2 (ja) 材質安定性、加工性およびめっき外観に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP4998756B2 (ja) 加工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
KR101485236B1 (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP5365112B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP4894863B2 (ja) 加工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
JP5821260B2 (ja) 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP5532188B2 (ja) 加工性に優れた高強度鋼板の製造方法
JP5454745B2 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
TWI458839B (zh) 加工性和材質安定性優異之高強度鋼板及其製造方法
JP4589880B2 (ja) 成形性と穴拡げ性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板と高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及び高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法並びに高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JP5786318B2 (ja) 疲労特性と穴拡げ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
WO2010029983A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5924332B2 (ja) 加工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
JP2010065272A (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5786317B2 (ja) 材質安定性と加工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
WO2014020640A1 (ja) 成形性及び形状凍結性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板、並びにその製造方法
JP4883216B2 (ja) 加工性とスポット溶接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
JP2010275627A (ja) 加工性に優れた高強度鋼板および高強度溶融亜鉛めっき鋼板並びにそれらの製造方法
KR20130012153A (ko) 가공성이 우수한 고강도 용융 아연 도금 강판 및 그 제조 방법
JP4367300B2 (ja) 延性および化成処理性に優れる高強度冷延鋼板およびその製造方法
WO2018151023A1 (ja) 高強度鋼板およびその製造方法
JP5256690B2 (ja) 加工性および耐衝撃特性に優れる高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

Legal Events

Date Code Title Description
WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 201280027107.4

Country of ref document: CN

121 Ep: the epo has been informed by wipo that ep was designated in this application

Ref document number: 12792750

Country of ref document: EP

Kind code of ref document: A1

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 2835809

Country of ref document: CA

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: MX/A/2013/014134

Country of ref document: MX

NENP Non-entry into the national phase

Ref country code: DE

ENP Entry into the national phase

Ref document number: 20137032500

Country of ref document: KR

Kind code of ref document: A

WWE Wipo information: entry into national phase

Ref document number: 14119656

Country of ref document: US