WO2014178358A1 - 亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 - Google Patents

亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 Download PDF

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藤田　展弘
高橋　学
力 岡本
賢一郎 松村
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Definitions

  • the present invention relates to a high-strength, low-specific gravity galvanized steel sheet excellent in galvanizing properties and hole expansibility used for automobile parts and the like, and a method for producing the same.
  • some of the present inventors have proposed a high Al content steel sheet in which the specific gravity is reduced by adding a large amount of Al to the steel as disclosed in Patent Documents 1 to 5, for example.
  • the present inventors have improved the ductility, hot workability, and cold workability of the high Al-containing steel sheet, for example, as disclosed in Patent Document 6, the solidified structure after casting has a fine equiaxed crystal structure. And proposed a method.
  • the present inventors have proposed a method for improving the toughness of a high Al-containing steel sheet by optimizing the components as disclosed in Patent Document 7, for example.
  • the high Al-containing steel sheet has a problem that the galvanizing property is inferior.
  • the high Al-containing steel sheet has a low hole expansibility compared to a general automotive steel sheet having the same strength, and its use is limited. Therefore, improvement of galvanizing properties and hole expandability is an important issue in order to expand the application range of high Al-containing steel plates to automobile parts.
  • a high Al content steel plate has favorable arc weldability.
  • the spot weldability of the high Al-containing steel sheet is lower than that of a general automotive steel sheet having the same strength, its use is limited.
  • that galvanizing property is inferior means that a non-plating area
  • the present invention improves the zinc plating property and hole expandability of a low specific gravity high Al-containing steel sheet to which Al is added, and is excellent in galvanizing property and hole expandability, and has high strength and low specific gravity zinc.
  • a plated steel sheet and a method for producing the same are provided.
  • the present inventors In order to improve the galvanizing property and hole expansibility of the high Al-containing steel sheet, the present inventors have excellent ductility, workability and toughness proposed by the above-mentioned Patent Document 7, and have high strength, low specific gravity and high Al.
  • the conditions for hot dip galvanization were examined based on the chemical components of the steel sheets contained.
  • the present inventors performed Ni pre-plating on hot-rolled steel sheets or cold-rolled steel sheets that had been subjected to treatment such as annealing, mechanical descaling, and pickling as needed, and then hot-dip zinc under appropriate conditions It has been found that the galvanizing property and the hole expanding property of the high Al-containing steel sheet can be improved by plating. Furthermore, by performing alloying heat treatment under appropriate conditions after hot dip galvanization, it is possible to improve formability, coating corrosion resistance, weldability, and the like.
  • the high Al-containing steel sheet may be simply referred to as a steel sheet.
  • the present inventors have examined elements that reduce spot weldability in order to improve spot weldability of galvanized steel sheets that have been subjected to hot galvanizing treatment and optionally alloying treatment on high Al content steel plates. went. As a result, the inventors have found that the spot weldability of the galvanized steel sheet is greatly affected by the Mn content of the galvanized steel sheet, and the galvanized steel sheet is reduced by reducing the Mn content of the galvanized steel sheet. It was found that spot weldability can be greatly improved.
  • the gist of the present invention is as follows.
  • a galvanized steel sheet includes: a steel sheet; and a galvanized layer formed on a surface of the steel sheet. More than 100%, 0.500% or less, Si: 0.0001% or more, less than 0.20%, Mn: more than 0.20%, 3.00% or less, Al: 3.0% or more, 10.0 %: N: 0.0030% or more, 0.0100% or less, Ti: more than 0.100%, 1.000% or less, P: 0.00001% or more, 0.0200% or less, S: 0.00001 % Or more and 0.0100% or less, and in mass%, the sum of the contents of C and Ti satisfies 0.200 ⁇ C + Ti ⁇ 1.500, and the contents of Al and Si The product satisfies Al ⁇ Si ⁇ 0.8, and the balance consists of Fe and impurities.
  • the galvanized layer is, as a chemical component, in mass%, Fe: 0.01% or more, 15% or less, Ni: 0.05% or more, 1.0% or less, Al: 0.15% or more, 2.0 %, And the balance consists of Zn and impurities, and the specific gravity is 5.5 or more and less than 7.5.
  • the galvanized layer may be a hot dip galvanized layer containing Fe: 0.01% or more and less than 7% by mass as the chemical component.
  • the galvanized layer may be an alloyed hot dip galvanized layer containing Fe: 7% or more and 15% or less in mass% as the chemical component. .
  • the steel sheet has, as the chemical component, mass%, Nb: 0.300% or less, and V: 0.50. % Or less, Cr: 3.00% or less, Mo: 3.00% or less, Ni: 5.00% or less, Cu: 3.00% or less, B: 0.0100% or less, Ca: 0.0100% or less , Mg: 0.0100% or less, Zr: 0.0500% or less, REM: 0.0500% or less may further contain one or more elements selected from the group.
  • the Mn content of the steel sheet is more than 0.20% and not more than 0.50% by mass%. Also good.
  • the chemical component is mass%, C: more than 0.100%, 0.500% or less, Si: 0.0001% or more, 0 Less than 20%, Mn: more than 0.20%, 3.00% or less, Al: 3.0% or more, 10.0% or less, N: 0.0030% or more, 0.0100% or less, Ti: 0 More than 100%, 1.000% or less, P: 0.00001% or more, 0.0200% or less, S: 0.00001% or more, 0.0100% or less, The sum of the Ti contents satisfies 0.200 ⁇ C + Ti ⁇ 1.500, the product of the Al and Si contents satisfies Al ⁇ Si ⁇ 0.8, and the balance is Fe and impurities.
  • N is a Ni coating weight per one side with 0.2 ⁇ 2g / m 2
  • a pre-plating treatment subjecting the steel plate subjected to the Ni pre-plating treatment to a heating treatment of heating to a temperature of 430 ° C. to 480 ° C. at a temperature rising rate of 20 ° C./second or more; Is 440 ° C. to 470 ° C., Al: 0.1% or more and 0.4% or less, and the steel sheet is immersed in a galvanizing bath composed of Zn and impurities, and a hot dip galvanizing treatment is performed. .
  • the inventors of the present invention have studied to improve the galvanizing property and hole expansibility of a galvanized steel sheet obtained by subjecting a high Al-containing steel sheet to hot dip galvanizing treatment and, if necessary, alloying hot dip galvanizing treatment.
  • various steels having different alloy element contents are used. The steel produced was rolled and annealed, and hot rolled steel sheets and cold rolled steel sheets were produced in the laboratory.
  • the galvanized steel plate which concerns on this embodiment which performed the hot dip galvanization process and the alloying hot dip galvanization process as needed to the high Al content steel plate is a high intensity
  • a plating layer may not be formed (non-plating), or plating adhesion Good galvanizing properties cannot be obtained, for example.
  • the present inventors performed Ni pre-plating on a hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet that has been subjected to treatment such as annealing, mechanical descaling, pickling, etc., and then reheating the steel sheet, It has been found for the first time that the galvanizing property of a steel sheet is greatly improved by hot dip galvanizing.
  • the present inventors performed Ni pre-plating on a hot-rolled steel sheet or a cold-rolled steel sheet, and then heated the steel sheet to 430 ° C. to 480 ° C. at a temperature increase rate of 20 ° C./second or more, It was discovered for the first time that the hole expandability of the obtained galvanized steel sheet was improved by dipping the steel sheet in it and performing hot dip galvanizing. Desirably, after the hot dip galvanization, the hole expandability of the galvanized steel sheet is greatly improved by alloying heat treatment at a heating temperature of 470 ° C. to 570 ° C. and a heating time of 10 seconds to 40 seconds. I found out for the first time.
  • the present inventors have studied to improve the spot weldability of the galvanized steel sheet. Specifically, in the chemical composition of the high strength, low specific gravity, high Al-containing steel plate excellent in ductility, workability and toughness proposed by the present inventors in the above-mentioned Patent Document 7, various steels having different alloy element contents are used. Then, a hot-rolled steel sheet and a cold-rolled steel sheet were manufactured in a laboratory, Ni pre-plating was performed on the manufactured steel sheet, and then the hot-dip galvanizing was performed by immersing the steel sheet in a galvanizing bath. And the spot weldability of the obtained galvanized steel sheet was evaluated.
  • the obtained galvanized steel sheet has a tensile strength of about 500 MPa and a plate thickness of 2.3 mm when the steel sheet before plating is a hot-rolled steel sheet and 1.2 mm when it is a cold-rolled steel sheet.
  • the spot weldability of the galvanized steel sheet was evaluated by the cross tension strength of a resistance spot welded joint obtained by a tensile test based on JIS Z 3137. Further, spot welding was performed using a normal spot welder and adjusting the welding conditions so that the nugget diameter was 5 ⁇ ⁇ t (mm) when t was the thickness of the galvanized steel sheet.
  • CTS cross tensile strength
  • the CTS is preferably 8.0 kN or more, and in the case of a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.2 mm, the CTS is preferably 5.0 kN or more.
  • C More than 0.100% and 0.500% or less C is an essential element for making a solidified structure at the time of casting a fine equiaxed crystal structure. Therefore, the C content is more than 0.100%. On the other hand, if the C content exceeds 0.500%, the toughness and arc weldability of the galvanized steel sheet deteriorate. Therefore, the C content is more than 0.100% and 0.500% or less.
  • Ti more than 0.100% and not more than 1.000%
  • Ti is an essential element for making a solidified structure at the time of casting a fine equiaxed crystal structure. Therefore, the Ti content is more than 0.100%.
  • the Ti content exceeds 1.000%, the toughness of the galvanized steel sheet deteriorates. Therefore, the Ti content is set to more than 0.100% and not more than 1.000%.
  • the lower limit of the Ti content is preferably 0.300%, more preferably 0.310%, and still more preferably 0.320%.
  • C + Ti is set to more than 0.200% and not more than 1.500%.
  • C + Ti is preferably 0.300% or more, more preferably 0.400% or more, and further preferably 0.500% or more.
  • the upper limit of C + Ti is preferably 1.300%, more preferably 1.200%, and still more preferably 1.000%.
  • Al 3.0% or more and 10.0% or less
  • Al is an essential element for achieving a low specific gravity of the galvanized steel sheet. If the Al content is less than 3.0%, the effect of lowering the specific gravity is insufficient, and the specific gravity cannot be less than 7.5. On the other hand, when the Al content exceeds 10.0%, precipitation of intermetallic compounds becomes remarkable, and ductility, workability and toughness deteriorate. Therefore, the Al content is 3.0% or more and 10.0% or less. In order to obtain better ductility, the upper limit of the Al content is preferably 6.0%.
  • Si 0.0001% or more and less than 0.20% Si generally reduces the galvanizing property of a galvanized steel sheet. Moreover, it is an element which deteriorates the toughness of a galvanized steel plate, and it is necessary to reduce Si content of a galvanized steel plate. Therefore, the upper limit of Si content is less than 0.20%. On the other hand, the lower limit of the Si content is set to 0.0001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • Al ⁇ Si ⁇ 0.8 In addition, extremely good toughness can be obtained by setting the product of Al content and Si content, that is, Al ⁇ Si, to 0.8 or less.
  • Al ⁇ Si is desirably as low as possible, and the lower limit is not specified, but is preferably set to 0.03 in consideration of the refining technique and the manufacturing cost.
  • Mn more than 0.20% and not more than 3.00%
  • Mn is an element effective for forming MnS and suppressing grain boundary embrittlement due to solid solution S.
  • Mn content is 0.20% or less, the effect is not exhibited.
  • Mn content exceeds 3.00%, the toughness of a galvanized steel plate will deteriorate. Therefore, the Mn content is more than 0.20% and not more than 3.00%.
  • the upper limit of the Mn content is preferably 0.50%.
  • P 0.00001% or more, 0.0200% or less
  • P is an impurity element that segregates at the grain boundary to lower the grain boundary strength and deteriorates the toughness of the galvanized steel sheet, and the P content in the galvanized steel sheet It is desirable to reduce Therefore, the upper limit of the P content is 0.0200%. Further, the lower limit of the P content is set to 0.00001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • S 0.00001% or more and 0.0100% or less S is an impurity element that deteriorates the hot workability and toughness of the galvanized steel sheet, and it is desirable to reduce the S content in the galvanized steel sheet. Therefore, the upper limit of the S content is 0.0100%. In addition, the lower limit of the S content is set to 0.00001% in consideration of the current refining technology and manufacturing cost.
  • N 0.0030% or more and 0.0100% or less N forms Ti and nitrides and / or carbonitrides, that is, TiN and Ti (C, N), and the solidification structure is fine equiaxed crystals. It is an essential element for organizing. This effect is not manifested when the N content is less than 0.0030%. On the other hand, when the N content exceeds 0.0100%, the toughness of the galvanized steel sheet deteriorates due to the formation of coarse TiN. Therefore, the N content is 0.0030% or more and 0.0100% or less.
  • the above elements are the basic components of the high Al-containing steel sheet that is the base material of the galvanized steel sheet in the present embodiment, and the remainder other than the above elements has a chemical composition consisting of Fe and impurities in the galvanizing in the present embodiment. It is a basic composition of a high Al content steel plate used as a base material. However, in addition to this basic component, instead of a part of the remaining Fe, in the high Al content steel plate that is the base material of the galvanized steel plate in this embodiment, depending on the desired strength level and other required properties Nb, V, Cr, Ni, Mo, Cu, B, Ca, Mg, Zr, or REM may be added.
  • Nb 0.300% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides and is effective in suppressing the coarsening of crystal grains.
  • the Nb content is preferably 0.300% or less.
  • V 0.50% or less
  • Nb is an element that forms fine carbonitrides.
  • the upper limit of V content is preferably 0.50%.
  • the Cr content, the Mo content, and the Cu content are effective elements that improve the ductility and toughness of the galvanized steel sheet.
  • the toughness may be impaired due to an increase in the strength of the galvanized steel sheet.
  • the upper limit of Cr content is preferably 3.00%
  • the upper limit of Mo content is 3.00%
  • the upper limit of Ni content is 5.00%
  • the upper limit of Cu content is preferably 3.00%.
  • the Cr content is 0.05% or more
  • the Mo content is 0.05% or more
  • the Ni content is 0.05% or more
  • the Cu content is 0. 10% or more is preferable.
  • B 0.0100% or less B is an element that segregates at grain boundaries and suppresses grain boundary segregation of P and S. However, when the B content exceeds 0.0100%, precipitates are generated, which may impair the hot workability of the galvanized steel sheet. Therefore, the B content is set to 0.0100% or less. In order to improve the ductility, toughness and hot workability of the galvanized steel sheet by strengthening the grain boundaries, the B content is preferably 0.0003% or more.
  • Ca 0.0100% or less
  • Mg 0.0100% or less
  • Zr 0.0500% or less
  • REM 0.0500% or less
  • Ca, Mg, Zr, and REM are effective elements for controlling the form of sulfide and suppressing deterioration of hot workability and toughness of a galvanized steel sheet caused by S. .
  • the Ca content is 0.0100% or less
  • the Mg content is 0.0100% or less
  • the Zr content is 0.0500% or less
  • the REM content is 0.00. It is preferable to make it 0500% or less.
  • the Ca content is 0.0010% or more, the Mg content is 0.0005% or more, the Zr content is 0.0010% or more, and the REM content is 0.0010. % Or more is preferable.
  • the specific gravity of the galvanized steel sheet is 7.5 or more, the effect of reducing the weight is small as compared with the specific gravity of a steel sheet having a specific gravity of about 7.86, which is usually used as a steel sheet for automobiles. Therefore, the specific gravity of the galvanized steel sheet is less than 7.5. Moreover, specific gravity of a galvanized steel sheet shall be 5.5 or more by the range of the chemical component of a galvanized steel sheet. The specific gravity of the galvanized steel sheet is determined by the component composition, and it is preferable to increase the Al content contributing to weight reduction.
  • the tensile strength and hole expansibility of the galvanized steel sheet are preferably 440 MPa or higher and the hole expansion ratio ⁇ is 80% or higher in consideration of characteristics required for an automotive steel sheet. Further, TS ⁇ ⁇ is preferably 30000 MPa ⁇ % or more.
  • the hot dip galvanized layer and the alloyed hot dip galvanized layer are composed of Fe, Ni, Al, and the balance Zn and impurities.
  • % means mass%.
  • alloying heat treatment is performed after hot dip galvanizing to improve properties such as formability, paint corrosion resistance, and weldability.
  • properties such as formability, paint corrosion resistance, and weldability.
  • Fe is diffused into the alloyed hot dip galvanized layer by alloying heat treatment, and alloyed zinc A plating layer is formed. Therefore, the amount of Fe in the galvanized layer of the galvanized steel sheet according to this embodiment is 0.01% or more and 15% or less.
  • the amount of Fe in the galvannealed layer subjected to the alloying heat treatment is 7% or more and 15% or less.
  • the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer is less than 7%, the flaking property (sliding property) of the galvanized steel sheet is lowered, and the Fe content in the alloyed hot-dip galvanized layer exceeds 15%. This is because the powdering properties of the galvanized steel sheet are lowered.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet comprises: a steel sheet; and an alloyed hot-dip galvanized layer formed on the surface of the steel sheet.
  • the metallized hot-dip galvanized layer has a mass% of Fe: 7% or more, 15% or less, Ni: 0.05% or more, 1.0% or less, Al: 0.15% or more, 2.0% or less. And the balance consists of Zn and impurities, and the specific gravity is 5.5 or more and
  • the amount of Fe in the hot-dip galvanized layer not subjected to alloying heat treatment is less than 7%. This is because if the amount of Fe in the hot dip galvanized layer is 7% or more, the productivity is significantly lowered because it is necessary to increase the immersion time in the galvanizing bath.
  • Zinc-coated steel sheets obtained by alloying cannot be improved in formability, coating corrosion resistance, weldability, etc., but zinc having a hot-dip galvanized layer even if the Fe content of the hot-dip galvanized layer is less than 7% The corrosion resistance of the plated steel sheet is good.
  • the hot dip galvanized steel sheet comprises: a steel sheet; and a hot dip galvanized layer formed on the surface of the steel sheet.
  • the chemical composition of the steel sheet is, by mass%, C: more than 0.100%, 0 500% or less, Si: 0.0001% or more, less than 0.20%, Mn: more than 0.20%, 3.00% or less, Al: 3.0% or more, 10.0% or less, N: 0 .0030% or more, 0.0100% or less, Ti: more than 0.100%, 1.000% or less, P: 0.00001% or more, 0.0200% or less, S: 0.00001% or more, 0.0100 %, The sum of the contents of C and Ti satisfies 0.200 ⁇ C + Ti ⁇ 1.500, and the product of the contents of Al and Si is Al ⁇ Si.
  • the layer contains, in mass%, Fe: 0.01% or more, less than 7%, Ni: 0.05% or more, 1.0% or less, Al: 0.15% or more, 2.0% or less,
  • the balance consists of Zn and impurities, and the specific gravity is 5.5 or more and less than 7.5.
  • Ni in the hot dip galvanized layer or alloyed hot dip galvanized layer is the amount of Ni obtained by the Ni pre-plating treatment.
  • the amount of Ni in the hot dip galvanized layer or alloyed hot dip galvanized layer is 0.05% or more and 1.0% or less. If the amount of Ni in the hot dip galvanized layer or alloyed hot dip galvanized layer is less than 0.05%, the corrosion resistance of the galvanized steel sheet will decrease, and if it exceeds 1.0%, the powdering properties of the galvanized steel sheet will deteriorate. Because it does.
  • the amount of Al in the hot-dip galvanized layer or alloyed hot-dip galvanized layer is 0.15% or more and 2.0% or less. If the Al content in the hot dip galvanized layer or alloyed hot dip galvanized layer is less than 0.15%, the powdering properties and corrosion resistance of the galvanized steel sheet will decrease, and if it exceeds 2.0%, the galvanized steel sheet will be coated. This is because the properties and corrosion resistance deteriorate.
  • the hot dip galvanizing bath used for the hot dip galvanizing treatment is composed of 0.1% or more and 0.4% or less of Al, with the balance being Zn and impurities. As described above, Ni pre-plating is used as the Ni source for the galvanized layer.
  • the amount of plating deposited by hot dip galvanizing there are no particular restrictions on the amount of plating deposited by hot dip galvanizing. However, from the viewpoint of the corrosion resistance of the galvanized steel sheet, it is desirable that the plating adhesion amount per side is 5 g / m 2 or more.
  • various types of treatment such as chromate treatment, phosphate treatment, lubricity are performed. Even if an improvement process, a weldability improvement process, etc. are performed, it does not deviate from this embodiment.
  • the steel composed of the above-described chemical components is cast at a molten steel superheat degree of 50 ° C. or less, and the obtained steel slab is hot-rolled. Further, mechanical descaling, pickling, cold rolling and annealing may be performed.
  • the unit of temperature such as the degree of superheat of molten steel, the liquidus temperature, and the molten steel temperature, is in degrees Celsius.
  • the superheat degree of molten steel exceeds 50 ° C., TiN or Ti (C, N) crystallized in the liquid phase aggregates and becomes coarse. Therefore, even if TiN or Ti (C, N) crystallized in the liquid phase does not function effectively as a solidification nucleus of ferrite, and the chemical composition of the molten steel according to the present embodiment is within the above specified range.
  • the solidified structure becomes a coarse columnar crystal structure, and the slab may be cracked. Therefore, the molten steel superheat degree is preferably 50 ° C. or less.
  • the lower limit of the degree of superheated molten steel is not specified, but is usually 10 ° C.
  • the lower limit of the heating temperature is preferably 1100 ° C.
  • the upper limit of the heating temperature is not particularly specified, but if the heating temperature exceeds 1250 ° C, the grain size of the crystal grains becomes large and the hot workability may be lowered, so the upper limit is preferably set to 1250 ° C.
  • the finish rolling temperature is less than 800 ° C., the hot workability is deteriorated and cracking may occur during hot rolling. Therefore, the lower limit of the finish rolling temperature is preferably 800 ° C.
  • the upper limit of the finish rolling temperature is not particularly defined, but if it exceeds 1000 ° C., the grain size of the crystal grains becomes large, and cracks may occur during cold rolling, so it is preferable to set it to 1000 ° C.
  • the lower limit of the winding temperature is preferably 600 ° C.
  • the upper limit of the winding temperature is preferably 750 ° C.
  • the hot-rolled steel sheet In order to improve the ductility of the hot-rolled steel sheet, it may be annealed after hot rolling.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 700 ° C. or higher in order to control the form of precipitates and improve ductility.
  • the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet exceeds 1100 ° C., the crystal grains become coarse and grain boundary embrittlement may be promoted. Therefore, the upper limit of the annealing temperature of the hot-rolled steel sheet is preferably 1100 ° C.
  • the cold rolled steel sheet may be manufactured by cold rolling and annealing the hot rolled steel sheet. Below, the preferable manufacturing conditions of a cold-rolled steel plate are described.
  • the cold rolling rate of cold rolling is preferably 20% or more from the viewpoint of productivity.
  • the cold rolling rate is preferably 50% or more. If the cold rolling rate exceeds 95%, cracks may occur during cold rolling. Therefore, the cold rolling rate is preferably 95% or less.
  • the annealing temperature after cold rolling is preferably 600 ° C. or higher in order to sufficiently advance recrystallization and recovery.
  • the upper limit of the annealing temperature of the cold-rolled steel sheet is preferably 1100 ° C.
  • the cooling rate after annealing of the cold-rolled steel sheet is preferably 20 ° C./second or more and the cooling stop temperature is preferably 450 ° C. or less. This is to prevent grain coarsening due to grain growth during cooling and grain boundary embrittlement due to segregation of impurity elements such as P to the grain boundaries, thereby improving ductility.
  • the upper limit of the cooling rate is not specified, it is technically difficult to exceed 500 ° C./second.
  • the lower limit of the cooling stop temperature depends on the temperature of the refrigerant, it is difficult to set the lower limit of the cooling stop temperature below room temperature.
  • temper rolling may be performed for shape correction and disappearance of yield point elongation.
  • the elongation in temper rolling is 0.2% or more and 2% or less.
  • Ni pre-plating treatment Prior to hot dip galvanization, for example, as an intermediate treatment, it is necessary to perform Ni pre-plating treatment on the surface of the hot-rolled steel sheet or cold-rolled steel sheet obtained by the above-described method.
  • the surface is activated, and even with a high Al-containing steel plate, good plating wettability and galvanizing properties can be obtained.
  • Ti needs to be within the specified range.
  • the Ni pre-plating treatment method may be any of electroplating, immersion plating, and spray plating, and the amount of plating adhered per side is 0.2 to 2 g / m 2 .
  • the Ni pre-plating treatment is not performed on the high Al-containing steel plate that is the base material of the galvanized steel plate according to this embodiment, good plating wettability and galvanizing properties cannot be obtained. Furthermore, deterioration of the galvanizing property of the galvanized steel sheet such as unplating cannot be prevented.
  • the surface of the hot-rolled steel plate or cold-rolled steel plate subjected to annealing, mechanical descaling and / or pickling is ground by 0.1 ⁇ m or more as necessary, It may be removed.
  • Ni is pre-plated, so that alloying is further promoted during alloying heat treatment after hot dip galvanizing treatment, and heating during alloying heat treatment is performed. The temperature can be lowered.
  • the mechanism by which alloying is promoted is not clear, it is considered that the surface is activated by the influence of strain introduced into the surface of the steel sheet by grinding.
  • the amount removed by grinding the surface of the steel sheet is less than 0.1 ⁇ m, the alloying promoting effect cannot be obtained. In order to obtain a further alloying promotion effect, it is desirable that the amount of grinding and removing the surface of the steel sheet be 0.5 ⁇ m or more.
  • the obtained plated steel sheet is subjected to a heat treatment from 430 ° C. to 480 ° C. at a heating rate of 20 ° C./second or more.
  • the steel plate is immersed in a hot dip galvanizing bath having a bath temperature of 440 ° C. to 470 ° C., Al: 0.1 to 0.4%, the balance being Zn and impurities, and hot dip galvanized. Process.
  • the alloying heat treatment may be performed at a heating temperature of 470 ° C. to 560 ° C. for a heating time of 10 seconds to 40 seconds.
  • the hole expandability of the galvanized steel sheet is greatly improved.
  • the heating rate is less than 20 ° C./second
  • the heating temperature is less than 430 ° C. or exceeds 480 ° C.
  • non-plating is likely to occur during plating.
  • alloying is insufficient when the heating temperature is less than 470 ° C., and when it exceeds 560 ° C., the hole expandability of the galvanized steel sheet may deteriorate due to coarsening of carbides.
  • the alloying time is determined by the balance with the alloying temperature, but a range of 10 seconds to 40 seconds is appropriate. If the heating time is less than 10 seconds, alloying is difficult to proceed, and if it exceeds 40 seconds, carbides may become coarse and the hole expandability may deteriorate. Even when the alloying heat treatment is not performed, the effect of improving the hole expansion property of the galvanized steel sheet can be obtained, but the effect of increasing the alloying heat treatment can be obtained. Although the reason why the hole expandability is improved by the alloying heat treatment is not clear, by a short-time heat treatment at the above heating temperature, a part of the carbon fixed as the carbide is appropriately dissolved, It is thought that the grain boundary strength is improved by diffusing into the crystal grain boundary.
  • temper rolling After hot-dip galvanizing and alloying heat treatment, it is desirable to perform temper rolling for final shape correction and loss of yield point elongation.
  • this temper rolling if the elongation is less than 0.2%, the effect is not sufficient, and if the elongation exceeds 1%, the yield ratio is greatly increased and the elongation deteriorates. Therefore, it is desirable that the elongation rate is 0.2 to 1%.
  • the galvanized layer composition was obtained by dissolving the galvanized layer with hydrochloric acid to determine the mass% of each component in the galvanized layer.
  • Example 1 Steel having the chemical composition shown in Table 1 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Table 2A. Thereafter, the surface of the hot-rolled steel sheet was ground under the conditions shown in Table 2A, and then Ni pre-plating was performed. Further, hot dip galvanizing treatment and partly alloying heat treatment were performed under the conditions shown in Table 2A. When the alloying heat treatment is not performed after the hot dip galvanizing treatment, the bath temperature is 460 ° C., the component composition is mass%, Al: 0.2% to 0.4%, the balance Zn and impurities.
  • a galvanizing bath consisting of In the case of alloying heat treatment, a galvanizing bath having a bath temperature of 460 ° C., a component composition of mass%, Al: 0.1% to 0.3%, the balance Zn and impurities is used. It was. The plate thickness of the hot-rolled steel sheet before plating was 2.3 mm.
  • the specific gravity, tensile strength, hole expansibility, spot weldability, plating appearance, plating layer composition, and plating adhesion of the obtained hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet were evaluated.
  • the hole expandability of the hot rolled steel sheet before plating was also evaluated.
  • the specific gravity of the galvanized steel sheet was measured using a pycnometer.
  • the tensile strength of the galvanized steel sheet conforms to JIS Z 2241.
  • a No. 5 test piece with the direction perpendicular to the rolling direction of the steel sheet as the longitudinal direction is produced, and the tensile test conforms to JIS Z 2241.
  • the tensile strength (TS) was measured and evaluated.
  • the hole expandability of the galvanized steel sheet was evaluated by measuring the hole expansion rate ( ⁇ ) by conducting a hole expansion test in accordance with Japan Iron and Steel Federation Standard JFS T 1001.
  • TS ⁇ ⁇ was determined as an index of workability of the galvanized steel sheet, and TS ⁇ ⁇ was determined to be 30000 MPa ⁇ % or more.
  • the spot weldability of the galvanized steel sheet was evaluated based on the cross tensile strength (CTS) of the resistance spot welded joint according to JIS Z 3137. Spot welding was performed using a normal spot welder and adjusting the welding conditions such that the plate thickness was t (mm) and the nugget diameter was 5 ⁇ ⁇ t (mm).
  • CTS cross tensile strength
  • the plating appearance of the galvanized steel sheet was determined based on the presence or absence of non-plating by visual observation.
  • the galvanized layer composition was obtained by dissolving the galvanized layer with hydrochloric acid to determine the mass% of each component in the galvanized layer.
  • the alloyed hot-dip galvanized steel sheet subjected to the alloying heat treatment showed that the alloying proceeded well when the mass percentage was 7% or more and 15% or less. Yes.
  • the Fe content in the galvanized layer was less than 7%.
  • the amount of Ni in the galvanized layer if it was 0.05% or more and 1.0% or less in mass%, it was regarded as acceptable.
  • Table 2A and Table 2B show the evaluation results of the specific gravity, tensile strength TS, hole expansion ratio ⁇ , TS ⁇ ⁇ , CTS, plating appearance with or without unplating, galvanized layer composition, and plating adhesion of the galvanized steel sheet.
  • the CTS was determined to be 8.0 kN or more. In the evaluation items, if the test was rejected, it was underlined.
  • Hot rolling No. Nos. 1 to 10 and 16 to 25 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and galvanized steel sheets having target characteristics were obtained. Moreover, the hole expansion rate of the hot dip galvanized steel sheet was higher than the hole expansion rate of the hot-rolled steel sheet before plating, and the hole expansion rate of the galvannealed steel sheet was further improved.
  • Example 2 The steel having the chemical composition shown in Table 1 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C., and the hot rolled steel sheet hot-rolled under the conditions shown in Table 2A was cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 3A. Thereafter, the surface of the obtained cold-rolled steel sheet was ground and subjected to Ni pre-plating treatment under the conditions shown in Table 3A. Further, under the conditions shown in Table 3A, hot dip galvanizing treatment and partly alloying heat treatment were performed. In the hot dip galvanizing treatment, the same galvanizing bath as in Example 1 was used. The plate thickness of the cold-rolled steel sheet to be plated was 1.2 mm.
  • Example 2 About the obtained hot dip galvanized steel sheet and alloyed hot dip galvanized steel sheet, as in Example 1, specific gravity, tensile strength, hole expansibility, spot weldability, plating appearance shown by presence or absence of non-plating, galvanized layer composition The plating adhesion was evaluated. For comparison, the hole expandability of the cold rolled steel sheet before plating was also evaluated.
  • Tables 3A and 3B show the evaluation results of the specific gravity, tensile strength, hole expansion ratio, TS ⁇ ⁇ , CTS, plating appearance with or without unplating, galvanized layer composition, and plating adhesion of the galvanized steel sheet.
  • the CTS was determined to be 5 kN or more. In the evaluation items, if the test was rejected, it was underlined.
  • Cold rolled No. Nos. 1 to 10 and 16 to 25 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and galvanized steel sheets having target characteristics were obtained. Moreover, the hole expansion rate of the hot dip galvanized steel sheet was higher than that of the cold-rolled steel sheet before plating, and the hole expansion rate of the alloyed hot dip galvanized steel sheet was further improved.
  • Example 3 Steel having the chemical composition shown in Table 4 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C. and hot-rolled under the conditions shown in Table 5A. Thereafter, the surface of the obtained hot-rolled steel sheet was ground and subjected to Ni pre-plating treatment under the conditions shown in Table 5A. Further, hot dip galvanizing treatment and partly alloying heat treatment were performed under the conditions shown in Table 5A. In the hot dip galvanizing treatment, the same galvanizing bath as in Example 1 was used. The plate thickness of the hot-rolled steel sheet before plating was 2.3 mm.
  • Example 2 About the obtained hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet, as in Example 1, specific gravity, tensile strength, hole expandability, spot weldability, plating appearance shown by the presence or absence of non-plating, galvanized layer composition, The plating adhesion was evaluated. For comparison, the hole expandability of the hot rolled steel sheet before plating was also evaluated.
  • Tables 5A and 5B show the evaluation results of the specific gravity, tensile strength, hole expansion ratio, TS ⁇ ⁇ , CTS, plating appearance with or without unplating, galvanized layer composition, and plating adhesion of the galvanized steel sheet.
  • the CTS passed 10 kN or more. In the evaluation items, if the test was rejected, it was underlined.
  • Hot rolling No. Nos. 31 to 40 and 41 to 50 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and plated steel sheets having target characteristics were obtained.
  • the CTS was 13 kN or more
  • Example 4 The steel having the chemical composition shown in Table 4 was cast at a molten steel superheat degree of 40 ° C., and hot-rolled steel sheets hot-rolled under the conditions shown in Table 5A were cold-rolled and annealed under the conditions shown in Table 6A. Thereafter, the surface of the obtained cold-rolled steel sheet was ground and subjected to Ni pre-plating treatment under the conditions shown in Table 6A. Furthermore, hot dip galvanizing treatment and partly alloying heat treatment were performed under the conditions shown in Table 6A. In the hot dip galvanizing treatment, the same galvanizing bath as in Example 1 was used. Moreover, the plate
  • Example 2 About the obtained hot-dip galvanized steel sheet and alloyed hot-dip galvanized steel sheet, as in Example 2, specific gravity, tensile strength, hole expandability, spot weldability, plating appearance shown by the presence or absence of non-plating, galvanized layer composition, The plating adhesion was evaluated. For comparison, the hole expandability of the cold rolled steel sheet before plating was also evaluated.
  • Tables 6A and 6B show the evaluation results of the specific gravity, tensile strength, hole expansion ratio, TS ⁇ ⁇ , CTS, plating appearance with or without unplating, galvanized layer composition, and plating adhesion of the galvanized steel sheet.
  • the CTS was set to pass 5.0 kN or more. The evaluation items are underlined if rejected.
  • Cold rolled No. Nos. 31 to 40 and 41 to 50 are examples of the present invention, and all the characteristics passed, and galvanized steel sheets having target characteristics were obtained.
  • the CTS was 7 kN or more
  • the cold rolling No. of Example 2 in which the Mn content in the galvanized steel sheet was more than 0.5%. Compared with 1 to 10 and 16 to 25, the spot weldability of the galvanized steel sheet was greatly improved.
  • a high-strength, low-specific gravity galvanized steel sheet having good manufacturability and excellent galvanizing properties and hole expansibility can be obtained, and the industrial contribution is extremely remarkable.

Abstract

　この亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に、亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記亜鉛めっき層が、化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、１５％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。

Description

亜鉛めっき鋼板及びその製造方法
　本発明は、自動車部品などに用いられる、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
　本願は、２０１３年５月１日に、日本に出願された特願２０１３－９６４２７号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。自動車の軽量化のためには、鋼材の高強度化が有効な手段である。しかしながら、部材に必要な剛性の関係から板厚の下限が制限されている場合には、鋼材を高強度化しても板厚を低減することができず、自動車の軽量化が困難であった。
　そこで、本発明者らの一部は、例えば、特許文献１～５にあるように、鋼にＡｌを多量に添加して比重を小さくした、高Ａｌ含有鋼板を提案した。これらは、従来の高Ａｌ含有鋼板における、圧延時に割れが発生する等の製造性が劣るという問題及び延性が低いという問題を解決したものである。更に、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性を高めるため、例えば、特許文献６にあるように、鋳造後の凝固組織を微細な等軸晶組織とする方法を提案した。更に、本発明者らは、例えば、特許文献７にあるように、成分を適正化することで高Ａｌ含有鋼板の靭性を改善する方法を提案した。
日本国特開２００５－１５９０９号公報 日本国特開２００５－２９８８９号公報 日本国特開２００５－２７３００４号公報 日本国特開２００６－１７６８４３号公報 日本国特開２００６－１７６８４４号公報 日本国特開２００８－２６１０２３号公報 日本国特開２０１０－２７０３７７号公報
　最近では、延性、加工性及び靭性に優れた高Ａｌ含有鋼板を工業規模で生産することが可能となりつつある。しかし、高Ａｌ含有鋼板は、亜鉛めっき性が劣るという問題があった。また、高Ａｌ含有鋼板は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板に比べて穴拡げ性が低く、その用途に制限があった。したがって、亜鉛めっき性及び穴拡げ性の改善は、高Ａｌ含有鋼板の自動車部品への適用範囲を拡大するために、重要な課題である。また、高Ａｌ含有鋼板は、良好なアーク溶接性などを有する。しかしながら、高Ａｌ含有鋼板のスポット溶接性は、同じ強度の一般的な自動車用鋼板と比べて低いため、その用途に制限があった。なお、亜鉛めっき性が劣るとは、鋼板に不めっきの領域が発生するか、めっきの密着性が低下するか、またはこれら両方が起きることをいう。
　本発明は、このような実情に鑑み、Ａｌを添加した低比重の高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を改善し、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた、高強度低比重亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供するものである。
　本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を高めるため、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた、高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分を基に、溶融亜鉛めっきの条件の検討を行った。その結果、本発明者らは、必要に応じて焼鈍やメカニカルデスケーリング、酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後に適正な条件で溶融亜鉛めっきをすることにより、高Ａｌ含有鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を改善することができることを見出した。さらに、溶融亜鉛めっき後に、適正な条件で合金化加熱処理を行うことによって、成形性、塗装耐食性、溶接性などを改善することができる。なお、以下、高Ａｌ含有鋼板を単に鋼板ということがある。
　さらに、本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化処理とを行った亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を高めるため、スポット溶接性を低下させる元素について検討を行った。その結果、本発明者らは、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が、亜鉛めっき鋼板のＭｎ含有量の影響を大きく受けること、そして、亜鉛めっき鋼板のＭｎ含有量を低減することにより、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を大幅に改善できることを見出した。
　本発明の要旨は、以下の通りである。
（１）本発明の一態様に係る亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板が、化学成分として、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記亜鉛めっき層が、化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、１５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
（２）上記（１）に記載の亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満を含有する溶融亜鉛めっき層でもよい。
（３）上記（１）に記載の亜鉛めっき鋼板において、前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下を含有する合金化溶融亜鉛めっき層でもよい。
（４）上記（１）～（３）の何れか１項に記載の亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板が、前記化学成分として、質量％で、Ｎｂ：０．３００％以下、Ｖ：０．５０％以下、Ｃｒ：３．００％以下、Ｍｏ：３．００％以下、Ｎｉ：５．００％以下、Ｃｕ：３．００％以下、Ｂ：０．０１００％以下、Ｃａ：０．０１００％以下、Ｍｇ：０．０１００％以下、Ｚｒ：０．０５００％以下、ＲＥＭ：０．０５００％以下からなる群から選択される１種または２種以上の元素をさらに含有してもよい。
（５）上記（１）～（４）の何れか１項に記載の亜鉛めっき鋼板は、前記鋼板のＭｎ含有量が、質量％で、０．２０％超、０．５０％以下であってもよい。
（６）本発明の別の態様に係る亜鉛めっき鋼板の製造方法では、化学成分が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記ＡｌおよびＳｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板に対して、片面当たりのＮｉめっき付着量を０．２～２ｇ／ｍ２とするＮｉプレめっき処理を行い；前記Ｎｉプレめっき処理を行った前記鋼板に対して、２０℃／秒以上の昇温速度で、４３０℃～４８０℃の温度まで加熱する加熱処理を行い；さらに、浴温度が４４０℃～４７０℃で、Ａｌ：０．１％以上、０．４％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる亜鉛めっき浴中に、前記鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う。
（７）上記（６）に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法では、前記溶融亜鉛めっき処理を行った後に、さらに、４７０℃～５６０℃の加熱温度で、かつ１０秒～４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行ってもよい。
　上記（１）～（７）の各態様によれば、製造性が良好で、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板を提供することができる。また、上記（５）の態様によれば、亜鉛めっき性及び穴拡げ性だけでなく、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ量を制御することでスポット溶接性にも優れた、高強度低比重亜鉛めっき鋼板を提供することができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
合金化溶融亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量と抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）の関係図である。
　本発明者らは、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理とを行った亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性及び穴拡げ性を高めるための検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼を製造し、製造した鋼に圧延や焼鈍等を施し、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造した。さらに、製造した熱延鋼板及び冷延鋼板に対し、Ｎｉプレめっき処理の有無などを含む種々の条件で溶融亜鉛めっきを行い、亜鉛めっき性及び溶融亜鉛めっき前後の穴拡げ性について評価を行った。なお、高Ａｌ含有鋼板に溶融亜鉛めっき処理と必要に応じて合金化溶融亜鉛めっき処理とを行った本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板は、高強度でかつ低比重の亜鉛めっき鋼板である。
　高Ａｌ含有鋼板に対して、鋼板を高温に加熱した後の冷却工程において溶融亜鉛めっきを行う、通常の溶融亜鉛めっき方法では、めっき層が形成されない箇所が生じたり（不めっき）、めっき密着性が低いなど良好な亜鉛めっき性が得られない。しかしながら、本発明者らは、必要に応じて焼鈍やメカニカルデスケーリング、酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後、鋼板を再加熱して、溶融亜鉛めっきをすることにより、鋼板の亜鉛めっき性を大幅に改善することを初めて知見した。また、通常の溶融亜鉛めっき方法では、亜鉛めっき鋼板において、良好な穴拡げ性が得られない。しかしながら、本発明者らは、熱延鋼板または冷延鋼板に、Ｎｉプレめっきを行い、その後、鋼板を２０℃／秒以上の昇温速度で４３０℃～４８０℃まで加熱した後、亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬させて溶融亜鉛めっきを行うことによって、得られた亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が改善することを初めて知見した。望ましくは、溶融亜鉛めっき後、さらに、４７０℃～５７０℃の加熱温度で、かつ１０秒～４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行うことにより亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が大幅に改善することを初めて知見した。
　さらに、本発明者らは、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を高めるため、検討を行った。具体的には、本発明者らが上記特許文献７で提案した延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重高Ａｌ含有鋼板の化学成分において、合金元素の含有量を変えた種々の鋼から、実験室で熱延鋼板及び冷延鋼板を製造し、製造した鋼板にＮｉプレめっきを行い、その後、亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっきを行った。そして、得られた亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性を評価した。なお、得られた亜鉛めっき鋼板の引張強度は約５００ＭＰａ、板厚は、めっき前の鋼板が熱延鋼板の場合が２．３ｍｍ、冷延鋼板の場合が１．２ｍｍである。なお、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性は、ＪＩＳ　Ｚ　３１３７に準拠した引張試験により得られた、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（Ｃｒｏｓｓ　Ｔｅｎｓｉｏｎ　Ｓｔｒｅｎｇｔｈ）によって評価した。また、スポット溶接は、通常のスポット溶接機を用いて、ｔを亜鉛めっき鋼板の板厚とした時、ナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。図１は、熱延鋼板に合金化溶融亜鉛めっき処理を行った亜鉛めっき鋼板の十字引張強度（ＣＴＳ）に及ぼす、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量の影響を整理したものである。図１に示したように、質量％で、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。冷延鋼板に亜鉛めっきを行った場合でも、熱延鋼板の場合と同様に、鋼板中のＭｎ含有量を０．５％以下にすることにより、ＣＴＳが大幅に向上することがわかった。なお、ＣＴＳは鋼板の板厚や鋼板の引張強度により要求される値が異なる。例えば、板厚が２．３ｍｍの熱延鋼板の場合は、ＣＴＳは８．０ｋＮ以上が好ましく、板厚が１．２ｍｍの冷延鋼板の場合は、ＣＴＳは５．０ｋＮ以上が好ましい。
　次に、本実施形態における、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板の化学成分の限定理由について説明する。なお、％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下
　Ｃは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｃ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｃ含有量が０．５００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性やアーク溶接性が劣化する。したがって、Ｃ含有量は、０．１００％超、０．５００％以下とする。
　Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下
　Ｔｉは、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。そのため、Ｔｉ含有量は０．１００％超とする。一方、Ｔｉ含有量が１．０００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｔｉ含有量は、０．１００％超、１．０００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｔｉ含有量を０．３００％以上とする方が良い。その理由は、Ｔｉが、Ｎｉプレめっき処理において、Ｎｉの拡散を抑える働きをするからである。そのため、Ｔｉ含有量の下限は、０．３００％が好ましく、より好ましくは０．３１０％、さらに好ましくは０．３２０％である。
　０．２００％＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００％
　なお、鋳造時の凝固組織を微細な等軸晶組織とするために、Ｃ含有量とＴｉ含有量との和、即ち、Ｃ＋Ｔｉを、０．２００％超、１．５００％以下とする。また、Ｎｉプレめっきを好適な状態とするためには、Ｃ＋Ｔｉは０．３００％以上が好ましく、より好ましくは０．４００％以上、さらに好ましくは０．５００％以上である。Ｃ＋Ｔｉの上限は、好ましくは１．３００％であり、より好ましくは１．２００％であり、更に好ましくは１．０００％である。
　Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下
　Ａｌは、亜鉛めっき鋼板の低比重化を達成するための必須の元素である。Ａｌ含有量が３．０％未満では、低比重化の効果が不十分であり、比重を７．５未満とすることができない。一方、Ａｌ含有量が１０．０％を超えると、金属間化合物の析出が顕著となり延性、加工性及び靭性が劣化する。したがって、Ａｌ含有量は、３．０％以上、１０．０％以下とする。より良好な延性を得るためには、Ａｌ含有量の上限を６．０％とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満
　Ｓｉは、一般的に亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性を低下させる。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を劣化させる元素であり、亜鉛めっき鋼板のＳｉ含有量を低減させる必要がある。そのため、Ｓｉ含有量の上限は０．２０％未満とする。一方、Ｓｉ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０００１％とする。
　Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
　なお、Ａｌ含有量とＳｉ含有量との積、即ち、Ａｌ×Ｓｉを、０．８以下とすることにより、極めて良好な靭性を得ることができる。Ａｌ×Ｓｉは、可能な限り低くすることが望ましく、下限は規定しないが、精錬技術と製造コストを考慮し、０．０３とすることが好ましい。
　Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下
　Ｍｎは、ＭｎＳを形成して固溶Ｓによる粒界脆化を抑制するために有効な元素である。しかし、Ｍｎ含有量が０．２０％以下では、その効果が発現されない。また、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｍｎ含有量は０．２０％超、３．００％以下とする。
　なお、Ｍｎ含有量が０．５０％超えると、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が劣化する。そのため、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が要求される場合には、Ｍｎ含有量の上限は、０．５０％とすることが好ましい。
　Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下
　Ｐは、粒界に偏析して粒界強度を低下させ、亜鉛めっき鋼板の靱性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＰ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｐ含有量の上限を０．０２００％とする。また、Ｐ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
　Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下
　Ｓは、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、亜鉛めっき鋼板中のＳ含有量を低減させることが望ましい。そのため、Ｓ含有量の上限を０．０１００％とする。また、Ｓ含有量の下限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．００００１％とする。
　Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下
　Ｎは、Ｔｉと窒化物及び／又は炭窒化物、即ち、ＴｉＮ及びＴｉ（Ｃ、Ｎ）を形成して、凝固組織を微細な等軸晶組織とするために必須の元素である。この効果は、Ｎ含有量が０．００３０％未満では発現されない。また、Ｎ含有量が０．０１００％を超えると、粗大なＴｉＮの生成により亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化する。したがって、Ｎ含有量は０．００３０％以上、０．０１００％以下とする。
　以上の元素が、本実施形態における亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板の基本成分であり、上記元素以外の残部は、Ｆｅ及び不純物からなる化学組成が、本実施形態における亜鉛めっきの母材となる高Ａｌ含有鋼板の基本組成である。しかしながら、この基本成分に加え、残部のＦｅの一部の代わりに、本実施形態における亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板では、所望の強度レベルやその他に必要とされる特性に応じて、Ｎｂ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｃｕ、Ｂ、Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭの１種又は２種以上の元素を添加しても良い。
　Ｎｂ：０．３００％以下
　Ｎｂは、微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効である。亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．００５％以上のＮｂを添加することが好ましい。しかし、Ｎｂを過剰に添加すると析出物が粗大になり、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂ含有量は、０．３００％以下とすることが好ましい。
　Ｖ：０．５０％以下
　Ｖは、Ｎｂと同様、微細な炭窒化物を形成する元素である。結晶粒の粗大化を抑制し、亜鉛めっき鋼板の靭性を高めるには、０．０１％以上のＶを添加することが好ましい。Ｖ含有量が０．５０％を超えると、亜鉛めっき鋼板の靭性が劣化することがある。そのため、Ｖ含有量の上限は０．５０％が好ましい。
　Ｃｒ：３．００％以下、
　Ｍｏ：３．００％以下、
　Ｎｉ：５．００％以下、
　Ｃｕ：３．００％以下
　Ｃｒ、Ｍｏ、Ｎｉ、Ｃｕは、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させる有効な元素である。
　しかし、Ｃｒ含有量、Ｍｏ含有量、Ｃｕ含有量は、それぞれ３．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。また、Ｎｉ含有量は５．００％を超えると、亜鉛めっき鋼板の強度の上昇によって、靭性を損なうことがある。したがって、Ｃｒ含有量の上限は３．００％、Ｍｏ含有量の上限は３．００％、Ｎｉ含有量の上限は５．００％、Ｃｕ含有量の上限は３．００％が好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の延性及び靭性を向上させるには、Ｃｒ含有量は０．０５％以上、Ｍｏ含有量は０．０５％以上、Ｎｉ含有量は０．０５％以上、Ｃｕ含有量は０．１０％以上が好ましい。
　Ｂ：０．０１００％以下
　Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素である。しかし、Ｂ含有量が０．０１００％を超えると、析出物を生じて、亜鉛めっき鋼板の熱間加工性を損なうことがある。したがって、Ｂ含有量を０．０１００％以下とする。なお、粒界の強化によって、亜鉛めっき鋼板の延性、靭性及び熱間加工性を向上させるためには、Ｂ含有量は０．０００３％以上が好ましい。
　Ｃａ：０．０１００％以下、
　Ｍｇ：０．０１００％以下、
　Ｚｒ：０．０５００％以下、
　ＲＥＭ：０．０５００％以下
　Ｃａ、Ｍｇ、Ｚｒ、ＲＥＭは、硫化物の形態を制御し、Ｓに起因する亜鉛めっき鋼板の熱間加工性や靭性の劣化を抑制することに有効な元素である。しかし、過剰に添加しても効果が飽和するため、Ｃａ含有量は０．０１００％以下、Ｍｇ含有量は０．０１００％以下、Ｚｒ含有量は０．０５００％以下、ＲＥＭ含有量は０．０５００％以下とすることが好ましい。また、亜鉛めっき鋼板の靭性を向上させるには、Ｃａ含有量は０．００１０％以上、Ｍｇ含有量は０．０００５％以上、Ｚｒ含有量は０．００１０％以上、ＲＥＭ含有量は０．００１０％以上とすることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の特性について説明する。
　亜鉛めっき鋼板の比重は、７．５以上では、自動車用鋼板として通常使用されている、鉄の比重７．８６と同程度の鋼板の比重と比較して、軽量化効果が小さい。そのため、亜鉛めっき鋼板の比重を７．５未満とする。また、亜鉛めっき鋼板の化学成分の範囲により、亜鉛めっき鋼板の比重は５．５以上とする。亜鉛めっき鋼板の比重は、成分組成によって決まるものであり、軽量化に寄与するＡｌ含有量を増加させることが好ましい。
　亜鉛めっき鋼板の引張強度及び穴拡げ性は、自動車用鋼板として必要な特性を考慮すると、引張強度ＴＳは４４０ＭＰａ以上、かつ、穴拡げ率λは８０％以上であることが好ましい。また、ＴＳ×λは３００００ＭＰａ・％以上であることが好ましい。
　次に、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層について説明する。
　溶融亜鉛めっき層及び合金化溶融亜鉛めっき層は、Ｆｅ、Ｎｉ、Ａｌ及び残部がＺｎ及び不純物からなる。なお、以下、％は質量％を意味する。
　亜鉛めっき鋼板において、耐食性に加えて、より良好な成形性などが求められる場合には、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化加熱処理を行うことによって成形性、塗装耐食性、溶接性などの特性を向上させることができる。具体的には、溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、溶融亜鉛めっき処理を行った後、合金化加熱処理を施すことで、合金化溶融亜鉛めっき層中にＦｅが拡散して、合金化された亜鉛めっき層が形成される。そのため、本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき層中のＦｅ量は０．０１％以上、１５％以下である。
　合金化加熱処理を行った、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量は、７％以上、１５％以下とする。合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が７％未満では、亜鉛めっき鋼板のフレーキング性（摺動性）が低下し、また、合金化溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が、１５％を超えると亜鉛めっき鋼板のパウダリング性が低下するからである。
　この場合、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、合金化溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記合金化溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
　一方、合金化加熱処理を行わない溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量は、７％未満とする。溶融亜鉛めっき層中のＦｅ量が７％以上では、亜鉛めっき浴への浸漬時間を長くとる必要があるなど生産性が大幅に低下するからである。合金化により得られる亜鉛めっき鋼板の成形性、塗装耐食性、溶接性などの向上効果は得られないが、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が７％未満であっても、溶融亜鉛めっき層を有する亜鉛めっき鋼板の耐食性は良好である。
　この場合、溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板と；前記鋼板の表面に形成された、溶融亜鉛めっき層と；を備え、前記鋼板の化学組成が、質量％で、Ｃ：０．１００％超、０．５００％以下、Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、Ｎ：０．００３０％以上、０．０１００％以下、Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、Ｐ：０．００００１％以上、０．０２００％以下、Ｓ：０．００００１％以上、０．０１００％以下を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、Ａｌ×Ｓｉ≦０．８を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、前記溶融亜鉛めっき層が、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満、Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、比重が５．５以上、７．５未満である。
　溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉは、Ｎｉプレめっき処理により得られるＮｉ量である。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉ量は０．０５％以上、１．０％以下とする。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＮｉ量が、０．０５％未満では、亜鉛めっき鋼板の耐食性が低下し、１．０％を超えると亜鉛めっき鋼板のパウダリング性が悪化するからである。
　溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＡｌ量は、０．１５％以上、２．０％以下とする。溶融亜鉛めっき層中または合金化溶融亜鉛めっき層中のＡｌ量が、０．１５％未満では、亜鉛めっき鋼板のパウダリング性や耐食性が低下し、２．０％を超えると亜鉛めっき鋼板の塗装性や耐食性が悪化するからである。
　溶融亜鉛めっき処理に用いる溶融亜鉛めっき浴は、Ａｌが０．１％以上、０．４％以下、残部がＺｎ及び不純物からなる。なお、上述したように、亜鉛めっき層へのＮｉ源としてはＮｉプレめっきを用いる。
　溶融亜鉛めっき処理によるめっき付着量については、特に制約は設けない。しかしながら、亜鉛めっき鋼板の耐食性の観点から、片面当たりのめっき付着量は５ｇ／ｍ２以上であることが望ましい。本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板上に塗装性などを改善する目的で、上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本実施形態を逸脱するものではない。
　次に、本実施形態に係る溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
　本実施形態では、上述の化学成分からなる鋼を、溶鋼過熱度を５０℃以下として鋳造し、得られた鋼片を熱間圧延する。更に、メカニカルデスケーリングや酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施しても良い。なお、溶鋼過熱度、液相線温度、溶鋼温度など温度の単位は摂氏温度である。
　上記溶鋼過熱度とは、化学成分の組成から求められる液相線温度から、鋳造時の溶鋼温度を減じた値、即ち、溶鋼過熱度＝溶鋼温度－液相線温度である。
　溶鋼過熱度が５０℃を超えると、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が凝集し、粗大化してしまう。そのため、液相中で晶出したＴｉＮ又はＴｉ（Ｃ、Ｎ）が、フェライトの凝固核として有効に機能せず、本実施形態に係る溶鋼の化学成分が、上述の規定範囲内であっても、凝固組織は粗大な柱状晶組織となってしまい鋳片に割れが生じる場合がある。したがって、溶鋼過熱度は５０℃以下とすることが好ましい。溶鋼過熱度の下限は規定しないが、通常は、１０℃である。
　鋼片の熱間圧延工程における加熱温度は、１１００℃未満であると炭窒化物が十分に固溶せずに必要な強度や延性が得られないことがある。したがって、加熱温度の下限は１１００℃とすることが好ましい。加熱温度の上限は特に規定しないが、加熱温度が１２５０℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、熱間加工性が低下することがあるため、上限を１２５０℃とすることが好ましい。
　仕上げ圧延温度は、８００℃未満であると、熱間加工性が劣化し、熱間圧延中に割れが生じることがある。したがって、仕上げ圧延温度の下限は８００℃とすることが好ましい。仕上げ圧延温度の上限は特に規定しないが、１０００℃を超えると結晶粒の粒径が大きくなり、冷間圧延時に割れを生じることがあるため、１０００℃とすることが好ましい。
　巻き取り温度は、６００℃未満であると、フェライトの回復及び再結晶が不十分になり、鋼板の加工性を損なうことがある。したがって、巻き取り温度の下限は６００℃とすることが好ましい。一方、巻き取り温度が７５０℃を超えると再結晶したフェライトの結晶粒が粗大化し、鋼板の延性、熱間加工性及び冷間加工性が低下することがある。したがって、巻き取り温度の上限は７５０℃とすることが好ましい。
　熱間圧延時に生成したスケールを除去するために、例えば、テンションレベラーを用いるようなメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
　熱延鋼板の延性を向上させるために、熱間圧延後、焼鈍してもよい。熱延鋼板の焼鈍温度は、析出物の形態を制御し、延性を向上させるために、７００℃以上とすることが好ましい。また、熱延鋼板の焼鈍温度が１１００℃を超えると結晶粒が粗大化し、粒界脆化が助長されることがある。したがって、熱延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
　熱延鋼板を焼鈍した後にスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。
　熱延鋼板に冷間圧延及び焼鈍を施し、冷延鋼板を製造しても良い。以下に、冷延鋼板の好ましい製造条件について述べる。
　冷間圧延の冷延率は、生産性の観点から２０％以上が好ましい。また、冷間圧延後の焼鈍時において、再結晶を促進するには、冷延率を５０％以上とすることが好ましい。また、冷延率が９５％を超えると冷間圧延時に割れが生じる場合がある。したがって、冷延率は９５％以下とすることが好ましい。
　冷間圧延後の焼鈍温度は、再結晶及び回復を十分に進行させるため、６００℃以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延後の焼鈍温度が１１００℃を超えると、結晶粒が粗大化して、粒界脆化が助長されることがある。したがって、冷延鋼板の焼鈍温度の上限は１１００℃とすることが好ましい。
　冷延鋼板の焼鈍後の冷却速度は、２０℃／秒以上、冷却停止温度は４５０℃以下が好ましい。これは、冷却中の粒成長による結晶粒の粗大化や、粒界へＰなどの不純物元素が偏析することに起因する粒界脆化を防止し、延性を向上させるためである。冷却速度の上限は規定しないが、５００℃／秒を超えることは技術的に困難である。また、冷却停止温度の下限は冷媒の温度に依存するため、冷却停止温度の下限を室温未満とすることは困難である。
　冷間圧延後の焼鈍後に、生成したスケールを除去するために、メカニカルデスケーリング及び／又は酸洗を行ってもよい。また、冷間圧延後の焼鈍後に、形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が２％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。したがって、調質圧延における伸び率を０．２％以上、２％以下とすることが望ましい。
　溶融亜鉛めっき前に、例えば、中間処理として、上述の方法によって得られた熱延鋼板または冷延鋼板の表面に、Ｎｉプレめっき処理を行う必要がある。その鋼板の表面にＮｉをプレめっきすることにより、表面が活性化され、高Ａｌ含有鋼板であっても、良好なめっき濡れ性や亜鉛めっき性を得ることができる。ただし、高Ａｌ含有鋼板に良好なＮｉプレめっき処理を行うにはＴｉを上述の規定範囲とする必要がある。
　Ｎｉプレめっき処理の方法は、電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、片面当たりのめっき付着量は０．２～２ｇ／ｍ２である。本実施形態に係る亜鉛めっき鋼板の母材となる高Ａｌ含有鋼板に対して、Ｎｉプレめっき処理を行わない場合には、良好なめっき濡れ性や亜鉛めっき性が得られない。さらに、不めっきが生じるなど亜鉛めっき鋼板の亜鉛めっき性の劣化を防ぐことができない。
　なお、Ｎｉプレめっき処理を行う前に、焼鈍やメカニカルデスケーリング及び／又は酸洗等の処理を行った熱延鋼板または冷延鋼板の表面を、必要に応じて０．１μｍ以上研削して、除去してもよい。鋼板の表面を０．１μｍ以上研削して、除去した後に、Ｎｉをプレめっきすることにより、溶融亜鉛めっき処理後の合金化加熱処理時に、合金化がさらに促進され、合金化加熱処理時の加熱温度を下げることができる。なお、合金化が促進されるメカニズムについては明確ではないが、研削により、鋼板の表面に導入される歪の影響により、表面が活性化することが考えられる。
　鋼板の表面を研削して除去する方法としては、ブラシ研磨、サンドペーパー研磨、機械研磨などの方法を用いればよい。鋼板の表面を研削して除去する量が０．１μｍ未満である場合には、合金化促進効果は得られない。より合金化促進効果を得るためには、鋼板の表面を研削して除去する量を、０．５μｍ以上とすることが望ましい。
　Ｎｉプレめっき処理を行った後、得られためっき鋼板に対して、２０℃／秒以上の加熱速度で、４３０℃～４８０℃まで加熱処理を行う。その後の溶融亜鉛めっき処理において、浴温度が４４０℃～４７０℃、Ａｌ：０．１～０．４％、残部がＺｎ及び不純物からなる溶融亜鉛めっき浴中に鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う。その後、必要に応じて、４７０℃～５６０℃の加熱温度で、１０秒～４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行っても良い。この溶融亜鉛めっき処理に伴う合金化加熱処理によって、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が大幅に向上する。溶融亜鉛めっき処理において、加熱速度が２０℃／秒未満では、Ｎｉが鋼板中に拡散するため、良好な亜鉛めっき性が得られなくなる。また、溶融亜鉛めっき処理において、加熱温度が４３０℃未満または４８０℃を超えた場合はめっき時に不めっきを生じやすくなる。さらに、合金化加熱処理において、加熱温度が４７０℃未満では合金化が不十分であり、５６０℃を超えると炭化物の粗大化により亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性が劣化する場合がある。また、合金化時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０秒～４０秒の範囲が適当である。加熱時間が、１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると炭化物が粗大化して穴拡げ性が劣化する場合がある。なお、合金化加熱処理を行わない場合でも、亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性向上効果は得られるが、合金化加熱処理を行った方が、より大きい向上効果を得ることができる。合金化加熱処理によって、穴拡げ性が向上する理由については明確ではないが、上記加熱温度での短時間の加熱処理により、炭化物として固定されている炭素の一部が適度に固溶して、結晶粒界に拡散することで粒界強度が向上するためと考えられる。
　溶融亜鉛めっき処理及び合金化加熱処理の後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行うことが望ましい。この調質圧延において、伸び率が０．２％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が１％を超えると降伏比が大幅に増大するとともに伸びが劣化する。したがって、伸び率を０．２～１％とすることが望ましい。
　次に、亜鉛めっき層中の化学成分（亜鉛めっき層組成）の分析方法について説明する。亜鉛めっき層組成は、亜鉛めっき層を塩酸溶解して亜鉛めっき層中の各成分の質量％を求めた。
　以下、本発明の実施例を挙げながら、本発明の技術的内容について、具体的に説明する。
（実施例１）
　表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、表２Ａに示す条件で、熱延鋼板の表面を研削した後、Ｎｉプレめっき処理を行った。さらに、表２Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理後に、合金化加熱処理を行わない場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．２％～０．４％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、合金化加熱処理を行う場合には、浴温が４６０℃で、成分組成が、質量％で、Ａｌ：０．１％～０．３％、残部Ｚｎ及び不純物からなる亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板及び合金化溶融亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のためめっき処理を行う前の熱延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
　亜鉛めっき鋼板の比重の測定はピクノメータを用いて行った。機械的特性のうち亜鉛めっき鋼板の引張強度は、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠し、鋼板の圧延方向に垂直な方向を長手方向とする５号試験片を作製し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１に準拠して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）を測定して評価した。亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性は、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ　Ｔ　１００１に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率（λ）を測定して評価した。亜鉛めっき鋼板の加工性の指標として、ＴＳ×λを求め、ＴＳ×λは３００００ＭＰａ・％以上を合格とした。
　亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性はＪＩＳ　Ｚ　３１３７に準拠して、抵抗スポット溶接継手の十字引張強度（ＣＴＳ）によって評価した。スポット溶接は通常のスポット溶接機を用いて、板厚をｔ（ｍｍ）としてナゲット径が５×√ｔ（ｍｍ）となるように溶接条件を調整して行った。
　亜鉛めっき鋼板のめっき外観は、目視観察により不めっきの有無で判定した。亜鉛めっき層組成は、亜鉛めっき層を塩酸溶解して亜鉛めっき層中の各成分の質量％を求めた。亜鉛めっき層中のＦｅ量については、合金化加熱処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、質量％で、７％以上、１５％以下の場合に、合金化がうまく進んだことを示している。一方、合金化加熱処理を行わない溶融亜鉛めっき鋼板では、亜鉛めっき層中のＦｅ量は７％未満であった。亜鉛めっき層中のＮｉ量については、質量％で、０．０５％以上、１．０％以下であれば合格とした。亜鉛めっき層中のＡｌ量については、質量％で、０．１５％以上、２．０％以下であれば合格とした。
　亜鉛めっき性は、２５ｍｍカップ絞り試験を行い、テープテストによる黒化度を測定し、黒化度３０％未満を合格とした。
　表２Ａ及び表２Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度ＴＳ、穴拡げ率λ、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは８．０ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
　熱延Ｎｏ．１～１０及び１６～２５は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率は、めっきを行う前の熱延鋼板の穴拡げ率より向上しており、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率はさらに向上していた。
　一方、化学成分が本発明の範囲外であり、製造条件が好ましい範囲から外れる熱延Ｎｏ．１１～１５及び２６～３０は、いずれかの特性が不合格となっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
（実施例２）
　表１に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表２Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表３Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表３Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表３Ａに示す条件で、溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっきを行う冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板についても、実施例１と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のため、めっき処理を行う前の冷延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
　表３Ａ及び表３Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは５ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
　冷延Ｎｏ．１～１０及び１６～２５は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率は、めっき前の冷延鋼板の穴拡げ率より向上しており、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の穴拡げ率はさらに向上していた。
　一方、化学成分が本発明の範囲外であり、製造条件が好ましい範囲から外れる冷延Ｎｏ．１１～１５及び２６～３０は、いずれかの特性が不合格となっていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
（実施例３）
　表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した。その後、得られた熱延鋼板の表面を研削し、表５Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表５Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の熱延鋼板の板厚は２．３ｍｍとした。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例１と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のためめっき処理を行う前の熱延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
　表５Ａ及び表５Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは１０ｋＮ以上を合格とした。評価項目において、不合格の場合には、下線を付けた。
　熱延Ｎｏ．３１～４０及び４１～５０は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性のめっき鋼板が得られた。また、ＣＴＳはいずれも１３ｋＮ以上となっており、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量が０．５％超である実施例１の熱延Ｎｏ．１～１０及び１６～２５に比べて、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性が大幅に改善されていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
（実施例４）
　表４に示す化学組成を有する鋼を、溶鋼過熱度４０℃で鋳造し、表５Ａに示す条件で熱間圧延した熱延鋼板について、表６Ａに示す条件で冷間圧延及び焼鈍を行った。その後、得られた冷延鋼板の表面を研削し、表６Ａに示す条件でＮｉプレめっき処理を行った。さらに、表６Ａに示す条件で溶融亜鉛めっき処理と一部には合金化加熱処理とを行った。なお、溶融亜鉛めっき処理において、実施例１と同様の亜鉛めっき浴を用いた。また、めっき処理を行う前の冷延鋼板の板厚は１．２ｍｍとした。
　得られた溶融亜鉛めっき鋼板、合金化溶融亜鉛めっき鋼板について、実施例２と同様に、比重、引張強度、穴拡げ性、スポット溶接性、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性を評価した。なお、比較のため、めっき処理を行う前の冷延鋼板の穴拡げ性についても評価した。
　表６Ａ及び表６Ｂに亜鉛めっき鋼板の比重、引張強度、穴拡げ率、ＴＳ×λ、ＣＴＳ、不めっきの有無で示すめっき外観、亜鉛めっき層組成、めっき密着性の評価結果を示す。亜鉛めっき鋼板の板厚と引張強度レベルを勘案し、ＣＴＳは５．０ｋＮ以上を合格とした。評価項目について、不合格の場合には、下線を付けた。
　冷延Ｎｏ．３１～４０及び４１～５０は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の亜鉛めっき鋼板が得られた。また、ＣＴＳはいずれも７ｋＮ以上となっており、亜鉛めっき鋼板中のＭｎ含有量が０．５％超である実施例２の冷延Ｎｏ．１～１０及び１６～２５に比べて、亜鉛めっき鋼板のスポット溶接性大幅に改善されていた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　本発明によれば、製造性が良好で、亜鉛めっき性及び穴拡げ性に優れた高強度低比重亜鉛めっき鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。

Claims (7)

  1. 　鋼板と；
    　前記鋼板の表面に形成された、亜鉛めっき層と；
    を備え、
    　前記鋼板が化学成分として、質量％で、
    　Ｃ　：０．１００％超、０．５００％以下、
    　Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
    　Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
    　Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
    　Ｎ　：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
    　Ｐ　：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
    　Ｓ　：０．００００１％以上、０．０１００％以下
    を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、
    　０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
    を満足し、前記Ａｌおよび前記Ｓｉの含有量の積が、
    　Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
    を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなり、
    　前記亜鉛めっき層が、化学成分として、質量％で、
    　Ｆｅ：０．０１％以上、１５％以下、
    　Ｎｉ：０．０５％以上、１．０％以下、
    　Ａｌ：０．１５％以上、２．０％以下
    を含有し、残部がＺｎおよび不純物からなり、
    　比重が５．５以上、７．５未満である
    　ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板。
  2. 　前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：０．０１％以上、７％未満を含有する溶融亜鉛めっき層である
    ことを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  3. 　前記亜鉛めっき層が、前記化学成分として、質量％で、Ｆｅ：７％以上、１５％以下を含有する合金化溶融亜鉛めっき層である
    ことを特徴とする請求項１に記載の亜鉛めっき鋼板。
  4. 　前記鋼板が、前記化学成分として、質量％で、
    　Ｎｂ：０．３００％以下、
    　Ｖ　：０．５０％以下、
    　Ｃｒ：３．００％以下、
    　Ｍｏ：３．００％以下、
    　Ｎｉ：５．００％以下、
    　Ｃｕ：３．００％以下、
    　Ｂ：０．０１００％以下、
    　Ｃａ：０．０１００％以下、
    　Ｍｇ：０．０１００％以下、
    　Ｚｒ：０．０５００％以下、
    　ＲＥＭ：０．０５００％以下
    からなる群から選択される１種または２種以上をさらに含有することを
    特徴とする請求項１～３の何れか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  5. 　前記鋼板のＭｎ含有量が、質量％で、０．２０％超、０．５０％以下であることを特徴とする請求項１～４の何れか１項に記載の亜鉛めっき鋼板。
  6. 　化学成分が、質量％で、
    　Ｃ　：０．１００％超、０．５００％以下、
    　Ｓｉ：０．０００１％以上、０．２０％未満、
    　Ｍｎ：０．２０％超、３．００％以下、
    　Ａｌ：３．０％以上、１０．０％以下、
    　Ｎ　：０．００３０％以上、０．０１００％以下、
    　Ｔｉ：０．１００％超、１．０００％以下、
    　Ｐ　：０．００００１％以上、０．０２００％以下、
    　Ｓ　：０．００００１％以上、０．０１００％以下
    を含有し、質量％で、前記Ｃおよび前記Ｔｉの含有量の和が、
    　０．２００＜Ｃ＋Ｔｉ≦１．５００
    を満足し、前記ＡｌおよびＳｉの含有量の積が、
    　Ａｌ×Ｓｉ≦０．８
    を満足し、残部がＦｅおよび不純物からなる鋼板に対して、
    　片面当たりのＮｉめっき付着量を０．２～２ｇ／ｍ２とするＮｉプレめっき処理を行い；
    　前記Ｎｉプレめっき処理を行った前記鋼板に対して、２０℃／秒以上の昇温速度で、４３０℃～４８０℃の温度まで加熱する加熱処理を行い；
    　さらに、浴温度が４４０℃～４７０℃で、Ａｌ：０．１％以上、０．４％以下であり、残部がＺｎおよび不純物からなる亜鉛めっき浴中に、前記鋼板を浸漬して、溶融亜鉛めっき処理を行う；
    ことを特徴とする亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 　前記溶融亜鉛めっき処理を行った後に、さらに、４７０℃～５６０℃の加熱温度で、かつ１０秒～４０秒の加熱時間で、合金化加熱処理を行うことを特徴とする請求項６に記載の亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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EP14791670.4A EP2993247B1 (en) 2013-05-01 2014-04-28 Galvanized steel sheet and production method therefor
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Families Citing this family (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
MX2014012776A (es) * 2012-04-25 2014-11-21 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corp Junta de soldadura por puntos.
CN111356783B (zh) * 2017-11-17 2023-03-21 安赛乐米塔尔公司 用于制造抗液态金属脆化的锌涂覆的钢板的方法
WO2021002415A1 (ja) * 2019-07-02 2021-01-07 日本製鉄株式会社 ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板、ホットスタンプ用亜鉛めっき鋼板の製造方法およびホットスタンプ成形体
CN113564483A (zh) * 2021-08-06 2021-10-29 云南中科安居环保新材料有限公司 一种高强度轻钢别墅龙骨精品抗震钢材制备工艺
CN115109967B (zh) * 2022-06-22 2023-10-13 首钢集团有限公司 一种热浸镀高强钢板及其制备方法

Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5776176A (en) * 1980-10-28 1982-05-13 Nippon Steel Corp Manufacture of high preformance hot-galvanized steel plate
JPH0413855A (ja) * 1990-04-27 1992-01-17 Nisshin Steel Co Ltd 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法
JP2005015909A (ja) 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005029889A (ja) 2003-06-18 2005-02-03 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005273004A (ja) 2004-02-24 2005-10-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた低比重鋼板およびその製造方法
JP2006176843A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2006176844A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法
JP2007084913A (ja) * 2005-04-06 2007-04-05 Nippon Steel Corp 耐食性、加工性、塗装性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP2007321168A (ja) * 2006-05-30 2007-12-13 Jfe Steel Kk 高剛性低密度鋼板およびその製造方法
JP2008261023A (ja) 2007-04-13 2008-10-30 Nippon Steel Corp 延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法
EP2128293A1 (en) * 2008-05-27 2009-12-02 Posco Low specific gravity and high strength steel sheets with excellent ridging resistibility and manufacturing methods thereof
JP2010270377A (ja) 2009-05-22 2010-12-02 Nippon Steel Corp 延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法
JP2011132602A (ja) * 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、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
WO2013034317A1 (en) * 2011-09-09 2013-03-14 Tata Steel Nederland Technology Bv Low density high strength steel and method for producing said steel

Family Cites Families (23)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPH0651903B2 (ja) 1990-01-30 1994-07-06 新日本製鐵株式会社 摺動抵抗の高い亜鉛又は亜鉛系合金溶融めっき鋼板の製造方法
JP2783452B2 (ja) 1990-10-09 1998-08-06 新日本製鐵株式会社 合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法
JPH09227997A (ja) 1996-02-23 1997-09-02 Nippon Steel Corp 制振合金及びその製造方法
CN1204284C (zh) 2000-12-29 2005-06-01 新日本制铁株式会社 具有优异的镀层附着性和冲压成形性的高强度热浸镀锌钢板及其制造方法
EP1504134B1 (en) 2001-06-06 2007-05-16 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and hot-dip galvannealed steel sheet having fatigue resistance, corrosion resistance, ductility and plating adhesion, after severe deformation, and a method of producing the same
FR2836930B1 (fr) 2002-03-11 2005-02-25 Usinor Acier lamine a chaud a tres haute resistance et de faible densite
JP3995978B2 (ja) 2002-05-13 2007-10-24 日新製鋼株式会社 熱交換器用フェライト系ステンレス鋼材
ATE471996T1 (de) 2003-03-31 2010-07-15 Nippon Steel Corp Nach dem heisstauchverfahren mit legiertem zink beschichtetes stahlblech und herstellungsverfahren dafür
CN100368580C (zh) 2003-04-10 2008-02-13 新日本制铁株式会社 高强度熔融镀锌钢板及其制造方法
WO2006112515A1 (ja) 2005-04-20 2006-10-26 Nippon Steel Corporation 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP4551268B2 (ja) * 2005-04-20 2010-09-22 新日本製鐵株式会社 合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法
RU2418094C2 (ru) * 2006-01-30 2011-05-10 Ниппон Стил Корпорейшн Высокопрочный горячеоцинкованный погружением стальной лист и высокопрочный отожженный после цинкования стальной лист с превосходными формуемостью и способностью к нанесению гальванопокрытия и способы изготовления и устройства для изготовления таких листов
EP1980638B2 (en) 2006-01-30 2022-05-11 Nippon Steel Corporation High-strength hot-dip zinced steel sheet excellent in moldability and suitability for plating, high-strength alloyed hot-dip zinced steel sheet, and processes for producing these
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
JP5323552B2 (ja) 2008-03-31 2013-10-23 株式会社神戸製鋼所 スポット溶接継手の十字引張強度に優れた焼入れ用鋼板
JP5421062B2 (ja) 2008-10-23 2014-02-19 株式会社神戸製鋼所 焼入れ用鋼板および高強度部材
CN101736195A (zh) 2008-11-24 2010-06-16 攀钢集团研究院有限公司 热镀铝锌合金钢板及其生产方法
JP5439898B2 (ja) 2009-03-30 2014-03-12 Ｊｆｅスチール株式会社 抵抗スポット溶接性に優れる高張力鋼板
JP5333298B2 (ja) * 2010-03-09 2013-11-06 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板の製造方法
JP5287770B2 (ja) * 2010-03-09 2013-09-11 Ｊｆｅスチール株式会社 高強度鋼板およびその製造方法
JP5466576B2 (ja) 2010-05-24 2014-04-09 株式会社神戸製鋼所 曲げ加工性に優れた高強度冷延鋼板
CA2850101C (en) * 2011-09-30 2017-01-17 Nippon Steel & Sumitomo Metal Corporation High-strength hot-dip galvanized steel sheet and high-strength alloyed hot-dip galvanized steel sheet having excellent plating adhesion, formability, and hole expandability with tensile strength of 980 mpa or more and manufecaturing method therefor
KR101764990B1 (ko) * 2013-05-01 2017-08-03 신닛테츠스미킨 카부시키카이샤 스폿 용접성이 우수한 고강도 저비중 강판

Patent Citations (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5776176A (en) * 1980-10-28 1982-05-13 Nippon Steel Corp Manufacture of high preformance hot-galvanized steel plate
JPH0413855A (ja) * 1990-04-27 1992-01-17 Nisshin Steel Co Ltd 加工性に優れた合金化溶融亜鉛めつき鋼板及びその製造方法
JP2005015909A (ja) 2003-06-05 2005-01-20 Nippon Steel Corp 高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005029889A (ja) 2003-06-18 2005-02-03 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2005273004A (ja) 2004-02-24 2005-10-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた低比重鋼板およびその製造方法
JP2006176843A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性に優れた高強度低比重鋼板およびその製造方法
JP2006176844A (ja) 2004-12-22 2006-07-06 Nippon Steel Corp 延性および疲労特性に優れた高強度低比重鋼板とその製造方法
JP2007084913A (ja) * 2005-04-06 2007-04-05 Nippon Steel Corp 耐食性、加工性、塗装性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法
JP2007321168A (ja) * 2006-05-30 2007-12-13 Jfe Steel Kk 高剛性低密度鋼板およびその製造方法
JP2008261023A (ja) 2007-04-13 2008-10-30 Nippon Steel Corp 延性及び加工性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法
EP2128293A1 (en) * 2008-05-27 2009-12-02 Posco Low specific gravity and high strength steel sheets with excellent ridging resistibility and manufacturing methods thereof
JP2010270377A (ja) 2009-05-22 2010-12-02 Nippon Steel Corp 延性、加工性及び靭性に優れた高強度低比重鋼板及びその製造方法
JP2011132602A (ja) * 2009-11-30 2011-07-07 Nippon Steel Corp 高強度冷延鋼板、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
WO2013034317A1 (en) * 2011-09-09 2013-03-14 Tata Steel Nederland Technology Bv Low density high strength steel and method for producing said steel

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