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WO2005087965A1 - 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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WO2005087965A1
WO2005087965A1 PCT/JP2005/003805 JP2005003805W WO2005087965A1 WO 2005087965 A1 WO2005087965 A1 WO 2005087965A1 JP 2005003805 W JP2005003805 W JP 2005003805W WO 2005087965 A1 WO2005087965 A1 WO 2005087965A1
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WO
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steel sheet
hot
less
composite high
strength
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2005/003805
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English (en)
French (fr)
Inventor
Hirokazu Taniguchi
Toshiki Nonaka
Kenichiro Matsumura
Yuki Yasuda
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel Corp
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Publication date
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Priority to US10/591,919 priority patent/US20070190353A1/en
Priority to EP05720077.6A priority patent/EP1724371B1/en
Priority to CA2559587A priority patent/CA2559587C/en
Priority to PL05720077T priority patent/PL1724371T3/pl
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    • C23C28/345—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer
    • C23C28/3455—Coatings combining at least one metallic layer and at least one inorganic non-metallic layer including at least one inorganic non-metallic material layer, e.g. metal carbide, nitride, boride, silicide layer and their mixtures, enamels, phosphates and sulphates with at least one oxide layer with a refractory ceramic layer, e.g. refractory metal oxide, ZrO2, rare earth oxides or a thermal barrier system comprising at least one refractory oxide layer
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    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • Hot-dip galvanized composite high-strength steel sheet with excellent formability and hole expandability and its manufacturing method
  • the present invention relates to a hot-dip galvanized composite high-strength steel sheet having excellent formability and hole expandability, and a method for producing the same.
  • T RP steels high residual austenitic steels are being used in automotive frame members.
  • the conventional TRIP steel contains more than 1% of Si, so that the plating is hard to adhere evenly, and applicable members are limited.
  • a large amount of C was required to maintain high strength in the residual austenitic steel, and there were welding problems such as nugget cracking.
  • a hot-dip galvanized high-strength steel sheet for the purpose of reducing the amount of Si has been proposed in Japanese Patent Publication No. 2000-34045288.
  • this technique can improve the adhesion and ductility, the improvement in weldability described above cannot be expected, and the TRIP steel with TS ⁇ 980 MPa has a very high yield stress, so the For example, there is a problem that the shape freezing property is deteriorated.
  • An object of the present invention is to solve the conventional problems described above and to realize a composite high-strength steel sheet with hot-dip galvanized steel having excellent formability and hole expandability and a method for producing the same on an industrial scale.
  • the present inventors have conducted intensive studies on a hot-dip galvanized composite structure high-strength steel sheet having excellent formability, plating adhesion, and hole expandability and a method of manufacturing the same. Reduction of Si content, improvement of adhesion to hot-dip galvanization by using A 1 as an alternative element, and specifying the relational expression between Si and A 1 and limiting the amount of C and Mn added In addition, it is possible to obtain a material that is excellent in both strength and elongation, and that by performing the necessary heat treatment after the hot-dip galvanizing step, a material that is stable in hole-expanding properties and brittleness can be obtained. I found it.
  • the steel sheets designed based on this technical concept are mainly made of DP steel with low yield stress, ferrite equivalent to conventional retained austenitic steel, and tempered martensite with an area ratio of 5% to 60%.
  • DP steel with low yield stress
  • ferrite equivalent to conventional retained austenitic steel and tempered martensite with an area ratio of 5% to 60%.
  • the present invention inevitably contained residual austenite of 5% or less may be allowed so as not to cause problems of delayed blasting and brittleness of secondary working.
  • the present invention is based on the technical idea described above, and the gist is as follows.
  • the composite high-strength steel sheet with molten dumbbell is expressed by mass%, and furthermore, Mo: 0.05 to 0.5%, V: 0.01 to 0.1%, Ti: 0. 0 :! ⁇ 0.2%, Nb: 0.005 to 0.05%, Cu: 1.0% or less, Ni: 1. ⁇ % or less, Cr: 1.0% or less, C a: 0.03 to 0.05%, REM: 0.03 to 0.05%, B: 0.03 to 0.02%
  • a composite high-strength steel sheet with excellent formability and hole expandability according to (1) characterized by containing one or more of the following.
  • the molten zinc plated composite high strength steel sheet the A 1 mass%, 0.2 5:. 1 8% range, the S i, the mass 0/0 A 1, aiming (1) or (2), characterized in that the tensile strength (TS) of the composite steel sheet is excellent in formability and hole expandability.
  • Excellent formability and hole expandability characterized by having a metal structure consisting of ferrite and tempered martensite with an area ratio of 5% to 60% by cooling to 100 ° C or less at a cooling rate Of hot-dip galvanized composite high-strength steel sheet.
  • the zinc plating layer or the alloyed zinc plating layer is further subjected to one or more of post-treatment, inorganic coating treatment, chemical conversion treatment, and resin coating treatment.
  • the composite high-strength steel sheet coated with hot-dip galvanized steel is represented by the following mass%: Mo: 0.05 to 0.5%, V: 0.01 to 0.1%, Ti: 0. 0 W 200
  • Nb 0.05 to 0.05%
  • Cu less than 1.0%
  • Ni less than 1.0%
  • Cr less than 1.0%
  • C a 0.0 003 to 0.005%
  • REM 0.0 003 to 0.05%
  • B 0.03 to 0.02%
  • [TS target value] Design value of tensile strength of steel sheet (MPa), [Si]: Si mass%, A1: A1 mass. /.
  • Ni, Fe, Co, Sn, and Cu are pre-plated at a rate of 0.0 1 ⁇ 2.
  • O g / m 2 characterized in that subjecting (4) to the production method of any one of formability and hole expandability excellent molten zinc plated composite high strength steel sheet according to item (8) .
  • C is an essential component as a basic element for securing strength and stabilizing the martensite structure. If C is less than 0.01%, the strength cannot be secured and no martensite phase is formed. On the other hand, if it exceeds 0.3%, the strength becomes too high, the ductility becomes insufficient, and the weldability deteriorates. Accordingly, the range of C is from 0.01 to 0.3%, preferably from 0.03 to 0.15%.
  • Si is an element added to ensure strength and ductility, but when added in more than 0.6%, the hot-dip galvanizability deteriorates. For this reason, the range of Si is set to 0.005 to 0.6%, and 0.1% or less is more preferable when the adhesion to molten zinc is emphasized.
  • Mn is an element that needs to be added from the viewpoint of securing strength, and is an element that delays the formation of carbides, and is an element necessary for forming austenite. If Mn is less than 0.1%, the strength is not satisfied. Further, when Mn exceeds 3.3%, the martensite increases too much, resulting in an increase in strength, a variation in strength, and a lack of ductility, making it unusable as an industrial material. For this reason, the range of Mn is set to 0.1 to 3.3%. .
  • P is added according to the required strength level as an element to increase the strength of the steel sheet.However, a large amount of P segregates at the grain boundaries and deteriorates local ductility, and at the same time deteriorates weldability.
  • the upper limit of P was set at 0.06%.
  • the lower limit of P was set to 0.001% to avoid costly refinement.
  • S is an element that deteriorates local ductility and weldability by generating MnS.Since it is a preferable element that does not exist in steel, the upper limit is set to 0.01%. The lower limit was set at 0.01% to avoid costly refinement.
  • a 1 is an element required to promote the formation of the fly, It is effective in improving ductility, and does not hinder the hot-dip galvanizing property even when added in a large amount, and also acts as a deoxidizing element. Therefore, from the viewpoint of improving ductility, A1 must be contained in an amount of not less than 0.01%. However, even if A1 is excessively added, the above effects are saturated, and instead, the steel is embrittled, and at the same time, molten zinc is added. To reduce stickiness, the upper limit was set at 1.8%. From the viewpoint of ensuring the strength of the steel sheet, the addition of 0.25% or more and 1.8% or less is preferable.
  • N is an unavoidable element that is included.However, when it is contained in a large amount, not only does aging deteriorate, but the effect of A1 addition decreases because the amount of A1N deposited increases. It is desirable that the content be 0.01% or less. Unnecessarily reducing N increases the cost in the steel making process, so it is preferable to control it to 0.005% or more.
  • the A 1, S i, and TS balance can be in the range of the following formula to ensure a sufficient flight, and further secure both hot-dip galvanizing property and ductility. it can.
  • [TS target value] means the design value of the tensile strength (M Pa) of the steel sheet
  • [Si] means Si mass%
  • a 1 means A 1 mass%.
  • Mo 0.05 to 0.5%
  • V 0.01 to 0.1%
  • Ti 0.01 to 0.2%
  • Nb 0.005 to 0.05%
  • Cu 1% or less
  • Ni 1% or less
  • Cr 1% or less
  • Ca 0.00000 to 30.0. 5%
  • REM 0.0000 to 30.0%
  • B 0.03 to 0.02%
  • Mo has an effect on the strength and hardenability of the steel sheet. If it is less than 0.05%, the hardenability effect peculiar to Mo cannot be exerted, so that sufficient martensite is not formed and the strength is insufficient. On the other hand, the addition of 0.5% or more suppresses ferrite generation and degrades ductility, and at the same time, degrades the adhesion, so the upper limit was set to 0.5%.
  • V, Ti, and Nb are for the purpose of improving the strength.
  • V 0.01 to 0.1%
  • Ti 0.01 to 0.2%
  • Nb 0.005 to 0.
  • Cr, Ni, and Cu can also be added as strengthening elements, but at 1% or more, ductility and chemical conversion properties deteriorate.
  • C a and R EM can improve inclusion control and hole expandability, respectively, so that C a: 0.0003 to 0.005% and R EM: 0.0003 respectively. It can be added in the range of 0.05%.
  • B can be added in an amount of B: 0.0003 to 0.002% from the viewpoint of increasing the quenching property and the effective A1 due to BN precipitation.
  • the reason why the structure of the steel sheet is a composite structure of the fiber and the martensite is to obtain a steel sheet having an excellent balance between strength and ductility.
  • Ferrite refers to polygonal ferrite and pay ferrite. It should be noted that some bainite may be formed by cooling after annealing. If austenite remains, secondary work embrittlement and delayed blasting deteriorate, so that an inevitable residual deposition rate of 5% or less is allowed, but practically does not include residual austenite Is more preferred.
  • the most significant feature of the composite high-strength steel sheet coated with hot-dip zinc is that the steel has a tempered martensite having an area ratio of 5% or more and 60% or less in the steel.
  • This tempered martensite is the martensite formed in the cooling process after hot-dip galvanizing. After the steel is cooled below the martensite transformation point, it is tempered by a heat treatment at 200 to 500 ° C. to form a tempered martensite structure.
  • the area ratio of the tempered martensite is less than 5%, the hardness difference between the structures becomes too large to improve the hole expansion ratio, while if it exceeds 60%, the steel sheet strength is too low.
  • the area ratio of tempered martensite was set to 5% or more and 60% or less. Further, the residual austenite is set to 5% or less to prevent the problem of delayed blasting and embrittlement in secondary processing, and the ferrite, martensite, and tempered martensite structures are substantially used as main phases in the steel sheet. It is thought that the workability and hole expansion rate are improved by the presence of a good balance. Heating and tempering after cooling to below the martensite transformation point temperature after the hot-dip galvanizing process is because the tempering process is further performed before the galvanizing process. This is because the amount cannot be obtained.
  • the raw material of the composite high-strength steel sheet with hot-dip galvanized steel according to the present invention is a hot-rolled steel sheet manufactured by subjecting a slap containing the above-mentioned steel composition to a hot-rolled steel sheet through a normal hot-rolling process, cold-rolling, and then continuously hot-dip galvanizing. for in pressurized thermal process line is annealed at a temperature in the range of a ci ⁇ A c 3 + 1 0 0 ° C.
  • the annealing temperature when the annealing temperature is lower than A ci, the structure of the steel sheet becomes non-uniform.
  • the temperature exceeds Ac 3 + 100 ° C austenite coarsens, and the formation of fly is suppressed and ductility is suppressed. Decreases.
  • the upper limit temperature is preferably 900 ° C or less.
  • the holding time in the above-mentioned annealing is desirably 30 seconds or more and 30 minutes or less in order to separate the layered structure. If the holding time is longer than 30 minutes, the effect is saturated, and the productivity is reduced.
  • the steel sheet annealed in this way is then cooled, but at this time, it is cooled to 450-600 ° C at a cooling rate of l ° CZs or more, preferably 20 ° CZs or more.
  • a cooling rate of l ° CZs or more, preferably 20 ° CZs or more.
  • the steel sheet thus annealed and cooled is subjected to an overaging treatment in which the steel sheet is kept at a temperature of 300 to 500 ° C for 60 seconds to 20 minutes during the hot-dip galvanizing treatment. You can give it. It is preferable not to perform this overaging treatment, but if the overaging treatment is performed under the above-mentioned conditions, the material is not significantly affected.
  • the steel sheet treated in this way is then subjected to a hot-dip galvanizing treatment, which may be carried out under ordinary plating conditions.
  • the temperature of the hot-dip galvanizing bath may be the condition conventionally applied, for example, the condition of 450 to 500 ° C. can be applied.
  • the molten metal is mainly zinc, it may inevitably contain Pb, Cd, Ni, Fe, A1, Ti, Nb, Mn, and the like. Further, in order to improve the quality and the like of the plating layer, the plating layer may contain predetermined amounts of Mg, Ti, Mn, Fe, Ni, Co, and A1. As the molten zinc plated amount can be applied to various applications by a steel plate per side 3 0-2 0 0 8 111 2.
  • an alloying treatment may be performed after the above-described hot-dip galvanizing treatment to form an alloyed hot-dip galvanized steel plate.
  • the Fe concentration in the alloyed hot-dip galvanized layer is optimized by setting the alloying treatment conditions to 470 to 600 ° C. Can be controlled to ⁇ 15%.
  • the steel sheet After the above-mentioned hot-dip galvanizing treatment or alloyed hot-dip galvanizing treatment, the steel sheet is cooled to a temperature not higher than the martensite transformation point temperature and melted in the steel sheet. Generate a tensite organization.
  • the martensitic transformation point M s is M s
  • the cooling rate in the cooling is preferably 1 ° C./s or more. In order to surely obtain a martensite structure, a cooling rate of 3 ° C nos or more is preferable.
  • the steel sheet thus treated is then held at a temperature of 200 ° C or more and 500 ° C or less for 1 second to 5 minutes, and then at a cooling rate of 5 ° CZs or more and 100 ° C or less. Is cooled to the temperature of In this heat treatment, tempering does not occur at a temperature lower than 200 ° C, the difference in hardness between the structures increases, and no improvement in the hole expansion rate is observed. On the other hand, when the temperature exceeds 500 ° C, the tempering is excessive. And the strength decreases.
  • This heating step is connected to the continuous hot-dip galvanizing line and may be another line, but from the viewpoint of productivity, the line connected to the continuous hot-dip galvanizing line is better. Preferred.
  • the holding time is less than 1 second, the tempering hardly progresses or becomes incomplete, and no improvement in the hole expansion rate is recognized. If the time exceeds 5 minutes, the tempering is almost complete, and the effect will be saturated at longer times. Further, the cooling after the heating is performed at a cooling rate of 5 ° C / s or more, preferably 15 ° C / s or more in order to maintain a predetermined tempered martensite amount.
  • the surface layer of the hot-dip galvanized steel sheet or the alloyed hot-dip galvanized steel sheet manufactured by the above-described process is subjected to chromate treatment, inorganic coating treatment, chemical conversion treatment, and resin treatment. Any one or two or more post-treatments of the grease film treatment can be performed.
  • one or more of Ni, Fe, Co, Sn, and Cu may be steel sheet between the cold rolling and the hot-dip galvanizing heating step. 0. per side 0 1 ⁇ 2.
  • L 0 is preferably subjected to a pre-plating of g / m 2.
  • the method of pre-plating may be any of electroplating, immersion plating, and spray plating.
  • Coating weight can not be obtained the effect of improving adhesion that by the plated is less than 0. 0 1 g / m 2, 2. 0 g / m 0 per steel single face mowing Kos Togaka is higher than 2. 0 1-2 . Og / m2.
  • an acid pickling treatment may be performed before the pre-plating.
  • This pickling process activates the steel sheet surface and can improve the plating adhesion of the pre-plating. It is also effective to improve the plating adhesion by removing oxides such as Si and Mn formed on the steel sheet surface by pickling in the continuous annealing process.
  • the pickling may be a conventional one such as hydrochloric acid or sulfuric acid.
  • pickling conditions at a pickling solution concentration of 2 to 20% and a temperature of 20 to 90 ° C. can be applied.
  • an acid pickling method according to the equipment such as immersion, electrolysis, and spraying, can be applied.
  • the pickling time depends on the acid concentration, but is preferably 1 to 20 seconds.
  • an internal oxide layer and grain boundary oxides are generated near the surface of the steel sheet before plating to prevent the Mn and Si from concentrating on the surface, and to heat molten zinc. It is also preferable to perform surface grinding by a grinding brush in a cleaning facility on the entrance side of the process.
  • Example of the present invention Thereafter, after cooling to a temperature below the martensite transformation point at 10 ° C / s, heating was performed at a temperature of 300 ° C for 60 seconds, and then at 20 ° C / s. Cooling to 100 ° C or less at the cooling speed.
  • TS tensile strength
  • hole expansion ratio metal structure
  • plating adhesion metal structure
  • plating appearance metal structure
  • pass / fail judgment shown in Tables 2 and 3 are described below.
  • the site was observed by repeller etching.
  • tempered martensite area ratio Quantification of tempered martensite area ratio
  • the sample is polished (alumina finish) by immersion, immersed in a corrosive solution (a mixture of pure water, sodium pyrosulfite, ethyl alcohol, and picric acid) for 10 seconds, polished again, washed with water, and then polished.
  • the sample is dried with cool air, and then the area of the tempered martensite is measured by measuring the area of the sample tissue at 100 ⁇ magnification to 100 ⁇ 0 100 / zm using a Lusettas device. %It was determined. In Tables 2 and 3, this tempered martensite area ratio is referred to as tempered martensite area%. '
  • Hole expansion rate TS ⁇ 98 MPa ⁇ ⁇ ⁇ passed 50% or more TS ⁇ 980MPaPass 40% or more
  • Example 1 As can be seen from Example 1, the inventive examples described in Table 3 have improved hole expandability due to the increase in the amount of tempered martensite, as compared with the comparative examples having the same experiment numbers described in Table 2. I understand. If equation 1 is not satisfied, the passing conditions are satisfied, but the elongation is lower than that of other similar grades of TS, and as a result, TSXE 1 tends to decrease.
  • the steels of L, AA, and AJ in the range of the components of the present invention described in Table 1 were melted in a vacuum melting furnace.
  • the steel slab was reheated to 1200 ° C, and then hot rolled to 880.
  • After finishing rolling at a temperature of ° C to form a hot-rolled steel sheet the steel sheet was cooled, and the winding heat treatment of maintaining the temperature at 600 ° C for 1 hour was reproduced.
  • the obtained hot-rolled steel sheet was scale-removed by grinding, cold-rolled at a rolling reduction of 70%, and then subjected to pre-plating and pickling under the following experiments 1) to 5).
  • Experiment 1 (Example of the present invention) Pickling with 5% hydrochloric acid was performed, and Ni pre-plating was performed to 0%.
  • Experiment 5 (Example of the present invention) No pickling, no pre-plating. 'After that, using a continuous annealing simulator, annealing was performed for 100 seconds at a temperature of 800 ° C, followed by cooling at 65 ° C at a cooling rate of 5 ° CZs, and then 4 ° C. After hot-dip galvanizing at 60 ° C, alloying at a temperature of 52 ° C, and then cooling at a cooling rate of 10 ° CZs to below the martensite transformation point, 60 seconds of heating at a temperature of 0 ° C

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Description

明 細 書 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板およ びその製造方法 技術分野
本発明は、 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高 強度鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
近年、 自動車の燃費向上、 車体軽量化がよ り一層要求されつつあ り、 軽量化のために高強度鋼板のニーズが高まっている。 しかし、 この高強度鋼板は強度の上昇に伴い成形が困難となり、 特に、 鋼材 の伸びが低下する。 これに対し、 最近では強度と伸びの双方が高い
T R I P鋼 （高残留オーステナイ ト鋼） が自動車の骨格部材に使用 されるよ うになつてきている。
しかし、 従来の T R I P鋼は 1 %を超える S i を含有するために 、 めっきが均一に付着しにく く、 適用可能な部材は限定される。 更 に、 残留オーステナイ ト鋼において高強度を維持するためには多量 の C添加が必要であり、 ナゲッ ト割れ等の溶接上の問題があった。 このため、 S i量低減を目的とした溶融亜鉛めつき高強度鋼板が特 開 2 0 0 0 _ 3 4 5 2 8 8号公報で提案されている。 しかし、 この 技術ではめつき性と延性の向上は望めるものの、 前述した溶接性の 改善は望めない上に、 T S≥ 9 8 0 M P aの T R I P鋼では非常に 高い降伏応力となるため、 プレス時などで形状凍結性が悪化すると いう問題があった。 そこで、 D P鋼 （複合組織鋼） で上記問題を解 決すべく本発明者らは先に特願 2 0 0 3 - 2 3 9 0 4 0号公報にて 、 S i， A 1 , T Sパランスを特定の範囲と し、 降伏応力の低い D P鋼で、 これまで以上の伸びが確保できる溶融亜鉛めつき高強度鋼 板を工業的に製造できる技術を提案した。
ところが、 最近においては、 部材によっては加工穴部を拡張して フランジを形成させるパーリ ング加工が行われる部材も少なくなく 、 穴拡げ性も重要な特性と して併せ持つ鋼板が要求されて始めてい る。 この要望に対し上述した特許文献 2で提案したよ うなフェライ ト +マルテンサイ トの D P鋼では、 マルテンサイ ト とフェライ ト と の強度差が大きいことから、 穴拡げ性が劣るという問題を抱えてい る。 発明の開示
本発明は、 上述した従来の問題を解決し、 成形性および穴拡げ性 に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板およびその製造方法を工業 的規模で実現することを目的とするものである。
本発明者らは、 成形性、 めっき密着性および穴拡げ性に優れた溶 融亜鉛めつき複合組織高強度鋼板とその製造方法について鋭意検討 した結果、 D P鋼において、 鋼成分の最適化、 すなわち、 S i量の 低減、 A 1 を代替元素とすることで溶融亜鉛めつきの密着性を向上 させ、 しかも S i と A 1 の関係式を特定すると共に C， M nの添加 量を制限することで強度と伸びの双方に優れる材質特性を持たせる ことができ、 加えて溶融亜鉛めつき工程後に、 必要な加熱処理を施 すことで、 穴拡げ性や脆性に安定した材質が得られることを見いだ した。 このよ うな技術思想によ り設計された鋼板は、 降伏応力の低 い D P鋼において、 従来の残留オーステナイ ト鋼に準ずるフェライ トと面積率で 5 %以上 6 0 %以下の焼戻しマルテンサイ トを主体と した金属組織とすることで、 これまで以上の伸びが確保でき、 穴拡 げ性に優れる溶融亜鉛めつきに最適な D P組織を得ることができる ことを見いだした。
更に、 本発明においては、 遅れ破壌や二次加工脆性の問題が生じ ないように、 不可避的に含まれる 5 %以下の残留オーステナイ トを 許容しても構わない。 本発明は上述した技術思想に基づく もので、 その要旨は次の通りである。
( 1 ) 質量％で、 C ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 S i ： 0. 0 0 5〜 0 . 6 %、 M n ： 0. 1〜 3. 3 %、 P ： 0. 0 0 1〜 0. 0 6 %、 S ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、 A 1 : 0. 0 1〜 1 . 8 %、 N : 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 1 %を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物 からなり、 金属組織がフェライ トと面積率で 5 %以上 6 0 %以下の 焼戻しマルテンサイ トからなることを特徴とする成形性および穴拡 げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板。
( 2 ) 前記溶融亜鈴めつき複合高強度鋼板が、 質量％で、 更に、 M o : 0. 0 5〜 0. 5 %、 V ： 0. 0 1— 0. 1 %、 T i : 0. 0 ：！〜 0. 2 %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、 C u ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1. ◦ %以下、 C r ： 1. 0 %以下、 C a : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 B ： 0 . 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %のう ちの 1種または 2種以上を含有する ことを特徴とする （ 1 ) 記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融 亜鉛めつき複合高強度鋼板。
( 3 ) 更に、 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 A 1 を質量％ で、 0. 2 5〜： 1 . 8 %の範囲で、 S i ， A 1 の質量0 /0と、 狙いの 引張強度 （T S ) が下記 1式を満足することを特徴とする （ 1 ) ま たは （ 2 ) 記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複 合高強度鋼板。
(0.0012X [TS 狙い値] — 0.29— [Si])/1.45く A 1 く 1.5 — 3 X [ Si] · · · 1式
[TS 狙い値] ： 鋼板の引張強度設計値 （MP a ) 、 [Si] ： S i 質 量％、 A 1 ： A 1質量％
( 4 ) 質量0/。で、 C : 0. 0 1〜 0. 3 %、 S i : 0. 0 0 5〜 0 . 6 %、 M n ： 0. 1〜 3 . 3 %、 P ： 0. 0 0 1 〜 0. 0 6 %、 S ： 0. 0 0 1 〜 0. 0 1 %、 A 1 : 0. 0 1〜 1 . 8 %、 N : 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 1 %を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物 からなるスラブを熱延後冷延し、 溶融亜鉛めつき加熱工程にて A c ！ 〜A c 3 + 1 0 0 °Cの温度に加熱し、 3 0秒〜 3 0分保持後、 1 °C/ s以上の冷却速度で 4 5 0〜 6 0 0 °Cの温度に冷却し、 次いで この温度で溶融亜鉛めつき処理を施し、 その後 1。C / s以上の冷却 速度でマルテンサイ ト変態点以下の温度まで冷却した後、 2 0 0 °C 以上 5 0 0 °C以下の温度に 1秒〜 5分保持した後、 5 °CZ s以上の 冷却速度で 1 0 0 °C以下まで冷却することにより フェライ ト と面積 率で 5 %以上 6 0 %以下の焼戻しマルテンサイ トからなる金属組織 を有することを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛 めっき複合高強度鋼板の製造方法。
( 5 ) 前記溶融亜鉛めつき処理後に、 合金化処理を施すことを特徴 とする （ 4 ) 記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき 複合高強度鋼板の製造方法。
( 6 ) 前記亜鉛めつき層または合金化亜鉛めつき層上に、 更に、 ク 口メー ト処理、 無機皮膜処理、 化成処理、 樹脂皮膜処理の何れか 1 種または 2種以上の後処理を施すことを特徴とする （ 4 ) または （ 5 ) 記載の成形性および穴拡げ性に優れた 溶融亜鉛めつき複合高 強度鋼板の製造方法。
( 7 ) 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 質量％で、 更に、 M o : 0 . 0 5〜 0. 5 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 T i ： 0. 0 W 200
1〜 0. 2 %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、 C u : 1 . 0 %以 下、 N i ： 1. 0 %以下、 C r ： 1 . 0 %以下、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 B ： 0 . 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %のうちの 1種または 2種以上を含有する ことを特徴とする （ 4) 〜 （ 6 ) の何れかの項に記載の成形性およ び穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法。
( 8 ) 更に、 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 A 1 を質量％ で、 0. 2 5〜 1. 8 %の範囲で、 S i ， A 1 の質量0 /0と、 狙いの 引張強度 （T S ) が下記 1式を満足することを特徴とする （ 4 ) 〜
( 7 ) の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜 鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法。
(0.0012X [TS 狙い値] 一 0.29_ [Si] )Ζ1· 45く A 1 < 1.5 一 3 X [ Si] · · · 1式
[TS 狙い値] ： 鋼板の引張強度設計値 （MP a ) 、 [Si] ： S i 質 量％、 A 1 ： A 1 質量。/。
( 9 ) 前記冷延から溶融亜鉛めつき加熱工程の間に、 N i ， F e , C o , S n , C uのうちの 1種または 2種以上のプレめっきを鋼板 片面当たり 0. 0 1〜 2. O g /m2 施すことを特徴とする （ 4 ) 〜 （ 8 ) の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融 亜鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法。
( 1 0 ) 前記プレめっきの前に鋼板を酸洗処理を施すことを特徴と する （ 9 ) 記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複 合高強度鋼板の製造方法。 発明を実施するための最良の形態
先ず、 本発明に規定する溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板の成分お よび金属組織の限定理由について説明する。 Cは、 強度確保とマルテンサイ ト組織の安定化の基本元素と して 必須の成分である。 Cが 0. 0 1 %未満では強度が確保できず、 ま たマルテンサイ ト相が形成されない。 一方、 0. 3 %を超えると、 強度が上がり過ぎ、 延性が不足すると共に溶接性が劣化する。 従つ て、 Cの範囲は 0. 0 1〜 0. 3 %、 好ましくは 0. 0 3〜 0. 1 5 %である。
S i は、 強度と延性を確保するために添加される元素であるが、 0. 6 %を超える添加によ り溶融亜鉛めつき性が劣化する。 このた め、 S i の範囲は 0. 0 0 5〜 0. 6 %と し、 更に溶融亜鉛めつき 性を重視する場合には 0. 1 %以下が好ましい。
Mnは、 強度確保の観点から添加が必要であることに加え、 炭化 物の生成を遅らせる元素であり、 オーステナイ トの生成に必要な元 素である。 Mnが 0. 1 %未満では強度が満足されない。 また、 M nが 3. 3 %を超える添加ではマルテンサイ トが増加し過ぎ強度上 昇を招く と共に強度にパラツキが大きくなる他、 延性が不足し工業 材料と して使用できない。 このため、 Mnの範囲は 0. 1 ~ 3. 3 %と した。 .
Pは、 鋼板の強度を上げる元素と して必要な強度レベルに応じて 添加するが、 添加量が多いと粒界に偏析するため局部延性を劣化さ せ、 同時に溶接性をも劣化させるので、 Pの上限値は 0. 0 6 %と した。 一方、 Pの下限は精練のコス トアップを回避するため 0. 0 0 1 %と した。
また、 Sは、 Mn Sを生成するこ とで局部延性、 溶接性を劣化さ せる元素であり、 鋼中に存在しない方が好ましい元素であるため上 限を 0. 0 1 %と したが、 下限は精練のコス トアップを回避するた め 0. 0 0 1 %と した。
A 1 は、 フ ライ ト生成を促進させるために必要な元素であり、 延性向上に有効であり、 かつ多量の添加でも溶融亜鉛めつき性を阻 害することはなく、 しかも脱酸元素と しても作用する。 従って、 延 性向上の観点から A 1 は 0. 0 1 %以上含有させる必要があるが、 A 1 を過度に添加しても上記効果は飽和し、 却って鋼を脆化させる と同時に溶融亜鉛めつき性を低下させるため、 その上限 1. 8 %と した。 鋼板強度を確保する観点から 0. 2 5 %以上 1. 8 %以下の 添加が好ましい。
Nは、 不可避的に含まれてく る元素であるが、 多量に含有する場 合には時効性を劣化させるのみならず、 A 1 N析出量が多くなつて A 1添加の効果を減少させるので 0. 0 1 %以下の含有が望ましい 。 また、 不必要に Nを低減することは製鋼工程でのコス トが増大す るので、 0. 0 0 0 5 %以上に制御することが好ましい。
本発明において、 更に高い強度を必要とする場合、 めっき密着性 改善のために S i の代替として多量に A 1 を添加する場合には、 特 に 0. 2 5 %≤ A 1 ≤ 1 . 8 %の場合に、 A 1 ， S i と T Sノ ラン スを次の 1式の範囲にすることで十分なフヱライ トを確保すること ができ、 一層の溶融亜鉛めつき性と延性の両方が確保できる。
(0.0012X [TS 狙い値] 一 0.29— [Si] )Z1.45く A 1 く 1.5 - 3 X [ Si] · · · 1式
ただし、 上記 1式で、 [TS 狙い値] は鋼板の引張強度設計値 （M P a ) 、 [Si]は S i 質量％、 A 1 は A 1 質量％を意味するものであ る。
更に、 本発明では上記成分に加え、 更に、 M o ： 0. 0 5〜 0. 5 %、 V ： 0. 0 1〜 0. 1 %、 T i ： 0. 0 1〜 0. 2 %、 N b ： 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、 C u ： 1 %以下、 N i : 1 %以下、 C r ： 1 %以下、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 B : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %のうち の 1種または 2種以上を添加することができる。
M oは、 鋼板の強度と焼入れ性に効果があり、 0. 0 5 %未満で は M o特有の焼入れ性の効果が発揮できず、 十分なマルテンサイ ト が形成されず強度が不足する。 一方、 0. 5 %以上の添加はフェラ ィ ト生成を抑制し延性を劣化し、 同時にめつき性をも劣化させるの で 0. 5 %を上限と した。
V, T i， N bは強度向上の目的で、 V : 0. 0 1〜0. 1 %、 T i ： 0. 0 1〜0. 2 %、 N b : 0. 0 0 5〜0. 0 5 %の範囲 で添加することができる。 また、 C r， N i， C uも強化元素とし て添加できるが 1 %以上では延性および化成処理性が劣化する。 更 に、 C a， R EMは介在物制御と穴拡げ性を改善できることからそ れぞれ C a : 0. 0 0 0 3〜0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3 〜 0. 0 0 5 %の範囲で添加することができる。 更に、 Bは焼入れ 性と B N析出による有効 A 1 を増加させる観点から B ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %添加することができる。
本発明において、 鋼板の組織をフヱライ ト とマルテンサイ トの複 合組織とする理由は強度 · 延性バランスに優れた鋼板を得るためで ある。 フェライ ト とはポリ ゴナルフェライ ト、 ペイ二ティ ックフエ ライ トを指す。 なお、 焼鈍後の冷却によ り、 一部べイナイ トが生成 しても構わない。 なお、 オーステナイ トが残存すると 2次加工脆化 や遅れ破壌性が悪化するため不可避的に残存する堆積率で 5 %以下 の残留オーステナイ トを許容するが実質的には残留オーステナイ ト を含まない方が好ましい。
更に、 本発明においては、 溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板の金属 祖期において最大の特徴は、 鋼中に面積率で 5 %以上 6 0 %以下の 焼戻しマルテンサイ トを有することである。 この焼戻しマルテンサ ィ トは、 溶融亜鉛めつき処理後の冷却過程で生成したマルテンサイ トがマルテンサイ ト変態点以下の冷却後、 2 0 0〜 5 0 0 °Cの加熱 処理により焼戻され焼戻しマルテンサイ ト組織となる。 こ こで、 焼 戻しマルテンサイ トの面積率が 5 %未満では組織間の硬度差が大き くなり過ぎて穴拡げ率の向上が見られず、 一方、 6 0 %超では鋼板 強度が低下し過ぎるため焼戻しマルテンサイ トの面積率は 5 %以上 6 0 %以下とした。 更に、 残留オーステナイ トを 5 %以下として遅 れ破壌や 2次加工脆化の問題が生じないようにし、 実質的にフェラ ィ ト とマルテンサイ ト と焼戻しマルテンサイ ト組織を主相となり鋼 板中にパラ ンスよく存在することにより加工性と穴拡げ率が改善さ れるものと考えられる。 なお、 溶融亜鉛めつき処理後にマルテンサ イ ト変態点温度以下まで冷却した後、 加熱 · 焼戻処理するのは、 め つき前ではめつき工程によ り更に焼戻されてしまい、 所望の焼戻し マルテンサイ ト量を得られないためである。
次に、 本発明による溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法に ついて説明する。 本発明による溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板の素 材は上述した鋼成分組成を含むスラプを通常の熱延工程を経て製造 された熱延鋼板を酸洗し、 冷延後、 連続溶融亜鉛めつきラインの加 熱工程にて A c i 〜A c 3 + 1 0 0 °Cの温度範囲で焼鈍される。 こ の場合、 焼鈍温度が A c i 未満の温度では鋼板組織が不均一になり 、 一方、 A c 3 + 1 0 0 °Cを超える温度ではオーステナイ トが粗大 化し、 フ ライ ト生成が抑制され延性が低下する。 経済的観点から は上限の温度は 9 0 0 °C以下が望ましい。 また、 上記焼鈍における 保持時間は層状組織を乖離するために 3 0秒以上 3 0分以下が望ま しい。 3 0分超の保持時間は前記効果が飽和し、 生産性が低下する 。 このようにして焼鈍された鋼板は次いで冷却されるが、 この冷却 に際しては、 l °C Z s以上、 好ましく は 2 0 °C Z s以上の冷却速度 で 4 5 0〜 6 0 0 °Cまで冷却される。 冷却温度が 6 0 0 °C超では鋼 板中にオーステナイ トが残留し易くなると共に、 二次加工性、 遅れ 破壌性が劣化する。 一方、 4 5 0 °C未満では、 この後の溶融亜鉛め つき処理に対して温度が低くなり過ぎ、 めっき処理に支障をきたす ことになる。 なお、 冷却速度は 1 °CZ s以上、 好ましく は 2 0 °C/ s以上とする。
このよ うにして焼鈍を施され、 冷却された鋼板は、 溶融亜鉛めつ き処理の間で 3 0 0〜 5 0 0 °Cの温度で 6 0秒〜 2 0分保持する過 時効処理を施しても差し支えない。 この過時効処理はしない方が好 ましいが、 前述した条件程度の過時効処理であれば材質に大きな影 響を与えることはない。
このよ う にして処理された鋼板は、 次いで溶融亜鉛めつき処理が 施されるが、 このめつき処理は通常行われているめつき条件で差し 支えない。 溶融亜鉛めつき浴の温度は従来から適用されている条件 でよく、 例えば、 4 4 0〜 5 0 0 °Cという条件が適用できる。 また 、 溶融金属と しては、 亜鉛が主体であれば不可避的に P b， C d , N i , F e , A 1 , T i， N b , Mn等を含有してよい。 更に、 め つき層の品質等を向上させるためにめつき層が M g , T i， Mn， F e , N i， C o , A 1 を所定量含有していてもよい。 また、 溶融 亜鉛めつき量としては鋼板片面当たり 3 0〜2 0 0 8 1112 とする ことで種々の用途に適用することができる。 なお、 本発明において は、 上記溶融亜鉛めつき処理後に合金化処理を施して合金化溶融亜 鉛めつき鋼板として差し支えない。 この場合、 合金化処理条件と し ては 4 7 0 ~ 6 0 0 °Cとすることで合金化溶融亜鉛めつき層内の F e濃度が適正化され、 例えば、 F eが m a s s %で 7〜 1 5 %に制 御できる。
上記溶融亜鉛めつき処理後、 或いは合金化溶融亜鉛めつき処理後 、 鋼板はマルテンサイ ト変態点温度以下まで冷却して鋼板内にマル テンサイ ト組織を生成させる。 マルテンサイ ト変態点 M s は、 M s
(°C) = 561- 47lxC(%)-33XMn(%)-17XNi(%) -17XCr(%) 一 2lXMo(%) で求められるが、 M s (°C) 以上ではマルテンサイ ト が生成しない。 また、 前記冷却における冷却速度は 1 °C/ s以上が 好ましい。 確実にマルテンサイ ト組織を得るためには 3 °Cノ s以上 の冷却速度が好ましい。
このよ うに処理された鋼板は、 次いで 2 0 0 °C以上 5 0 0 °C以下 の温度で 1秒〜 5分間保持された後、 5 °C Z s以上の冷却速度で 1 0 0 °C以下の温度まで冷却される。 この加熱処理において、 2 0 0 °C未満の温度では焼戻しが起こらず、 組織間の硬度差が大きくなり 穴拡げ率の向上が認められず、 一方、 5 0 0 °C超では焼戻しされ過 ぎて強度が低下する。 この加熱工程は、 連続溶融亜鉛めつきライ ン に連設されたもので、 別のライ ンでも構わないが、 連続溶融亜鉛め つきラインに連設されたラインの方が生産性の観点からは好ましい 。 また、 前記保持時間が 1秒未満では焼戻しが殆ど進展しないか不 完全な状態となり穴拡げ率の向上が認められない。 また 5分を超え ると焼戻しは殆ど終了しているためにこれ以上の時間では効果は飽 和する。 更に、 加熱後の冷却は、 所定の焼戻しマルテンサイ ト量を 維持するために 5 °C/ s以上、 好ましく は 1 5 °C/ s以上の冷却速 度で冷却される。
なお、 本発明においては、 耐食性を向上させるために、 上述のよ うな工程で製造された溶融亜鉛めつき鋼板、 或いは合金化溶融亜鉛 めっき鋼板の表層にクロメート処理、 無機皮膜処理、 化成処理、 樹 脂皮膜処理の何れか 1種または 2種以上の後処理を施すこともでき る。
更に、 本発明では、 冷延後から溶融亜鉛めつき加熱工程の間で、 N i , F e , C o , S n , C uのうちの 1種または 2種以上を鋼板 片面当たり 0. 0 1〜 2. O g Zm2 、 好ましく は 0. 1〜： L . 0 g /m2 のプレめっきを施すことが好ましい。 プレめっきの方法は 電気めつき、 浸漬めっき、 スプレーのよるめつきの何れも方法でも 採用できる。 めっき付着量は 0. 0 1 g /m2 未満ではめつきによ る密着性向上の効果が得られず、 2. 0 g /m2 超ではコス トがか かることから鋼板片面当たり 0. 0 1〜 2. O g /m2 とした。 な お、 上記プレめっき前に酸洗処理を施してもよい。 この酸洗処理で 鋼板表面を活性化し、 プレめっきのめっき密着性を向上させること もできる。 更に、 連続焼鈍工程で酸洗処理して鋼板表面に生成した S i ， Mn等の酸化物を除去することで、 めっき密着性を改善する 手段も効果的である。 酸洗は、 塩酸、 硫酸など従来から適用されて いるものでよく、 例えば、 2〜 2 0 %の酸洗液濃度で、 2 0〜 9 0 °Cの温度での酸洗条件が適用できる。 また、 浸漬、 電解、 スプレー など、 設備に応じた酸洗方法を適用することができる。 酸洗時間は 酸濃度にも依存するが 1〜 2 0秒間が好ましい。
更に、 めっき密着性を向上させるために、 めっき前の鋼板表層近 傍に内部酸化層や粒界酸化物を生成させて M n， S i の表面濃化を 防止したり、 溶融亜鉛めつき加熱工程の入側の清浄設備にて研削ブ ラシによる表面研削を行うことも好ましい。 実施例 1
表 1 に示した成分組成を有する鋼を真空溶解炉にて溶解 · 錶造し た鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延において 8 8 0 °Cの 温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却し、 6 0 0 °Cの温 度に 1時間保持することで熱延の巻き取り熱処理を再現した。 得ら れた熱延鋼板を研削によ りスケール除去し、 7 0 %の圧下率で冷間 圧延を施し、 その後連続焼鈍シミ ュ レーターを用い、 8 0 0 °Cの温 度に加熱後、 その温度に 1 0 0秒間保持する連続焼鈍を行い、 引き 続き 5 °CZ s で 6 5 0 °Cまで冷却後、 4 6 0 °Cにて溶融亜鉛めっき を施し、 5 2 0 °Cの温度で合金化処理を実施した。 次いで、 以下に 述べる 2種類の製造方法、 すなわち、 従来法と本発明方法にて亜鉛 めっき鋼板を製造した。
( 1 ) 比較例 ： その後、 1 0 °CZ s にて常温まで冷却。
( 2 ) 本発明例 ： その後、 1 0 °C/ s にてマルテンサイ ト変態点以 下まで冷却後、 3 0 0 °Cの温度で 6 0秒の加熱を行い、 次いで 2 0 °C/ s の冷却速度で 1 0 0 °C以下まで冷却。
その結果を表 2、 表 3に示した。
なお、 表 2、 表 3において示す引張強度 （T S ) 、 穴拡げ率、 金 属組織、 めっき密着性、 めっき外観、 合格判定は以下に記述する通 りである。
• 引張強度 ： J I S 5号引張試験片の L方向引張にて評価した。 • 穴拡げ率 ： 日本鉄鋼連盟規格、 J F S T 1 0 0 1 — 1 9 9 6穴 拡げ試験方法を採用。 1 0 mm φの打ち抜き穴 （ダイ内径 1 0 . 3 mm, ク リ アランス 1 2 . 5 %) に頂角 6 0 ° の円錐ポンチを打ち 抜き穴のパリ が外側になる方向に 2 0 mm/m i nで押し拡げ成形 する。
穴拡げ率 ： (%) = { ( D— D。） Z D。 } X 1 0 0
D ： 亀裂が板厚を貫通したときの 穴径 （mm)
D0 ： 初期穴径 （mm)
♦金属組織 ： 光学顕微鏡での観察、 およびフェライ トはナイタール エッチング、 マノレテン
サイ トはレペラ一エッチングにて観察。
焼戻しマルテンサイ ト面積率の定量化はレペラ一エツ チングで試料を研磨 （アルミナ仕上げ） し、 腐食液 （ 純水、 ピロ亜硫酸ナ ト リ ウム、 エチルアルコール、 ピ ク リ ン酸の混合液） に 1 0秒間浸漬後、 再度研磨し、 水洗後この試料を冷風にて乾燥させ、 その後、 試料の 組織を 1 0 0 0倍にて 1 0 0 μ πι Χ 1 0 0 /z mの領域 をルーゼッタス装置によ り面積測定して焼戻しマルテ ンサイ トの面積％を決定した。 表 2、 表 3では、 この 焼戻しマルテンサイ ト面積率を焼戻しマルテンサイ ト 面積％とした。 '
• めっき密着性 ： 6 0 ° V曲げ試験で曲げ部のめっき剥離状況から 評価。
◎ ： めっき剥離小 （剥離幅 3 mm未満） 〇 ： 実用上差し支えない程度の軽微な剥離
(剥離幅 3 mm以上 7 mm未満） △ ： 相当量の剥離が見られるもの
(剥離幅 7 mm以上 1 0 mm未満） X ： 剥離が著しいもの （剥離幅 1 0 mm以上） めっき密着性は◎、 〇を合格と した。
• めっき外観 ： 目視観察
◎ ： 不めっきやムラがなく均一外観
〇 ： 不めっきがなく実用上差し支えない程度の外観ム
△ ： 外観ムラが著しいもの
X ： 不めっきが発生、 かつ外観ムラが著しいもの めっき外観は◎、 〇を合格と した。
• 合格 ： T S≥ 5 4 0 MP a、 T S X E 1 ≥ 1 8 , 0 0 0
穴拡げ率 ： T S < 9 8 0 MP a · · · 5 0 %以上を合格 T S≥ 9 8 0 MP a · · · 4 0 %以上を合格
/ O-80S0SAVu/vld sossosoozfc
Figure imgf000018_0001
表 1 (つづき)
Figure imgf000019_0001
16/1 差替え用鉞（親剔 26) 表 2/製法①
Figure imgf000020_0001
17
差替え用紙 W026) 2 (つづき）
Figure imgf000021_0001
17/1 差替え用弒（¾|IJ26) 表 3 /製法②
Figure imgf000022_0001
*：焼戻を考慮した修正 TS狙い値
18
差替え用弒 OTU26) 3 (つづき)
Figure imgf000023_0001
18/1
箬替え用紙（規則 26) 実施例 1から分かるように、 表 3に記載した本発明例は表 2記载 した同じ実験番号の比較例に対し、 焼戻しマルテンサイ ト量が増加 したことによ り穴拡げ性が向上しているのが分かる。 また、 1式を 満たさない場合、 合格条件は満足しているものの、 他の同程度の T Sの鋼種に比べ、 伸びが悪く、 その結果 T S X E 1 が低下する傾向 にあることも分かる。
実施例 2
表 1 に記載の本発明成分範囲の L， A A, A J の鋼を真空溶解炉 にて溶解 · 铸造した鋼スラブを 1 2 0 0 °Cに再加熱後、 熱間圧延に おいて 8 8 0 °Cの温度で仕上げ圧延を行い熱延鋼板と した後、 冷却 し、 6 0 0 °Cの温度に 1時間保持する卷取り熱処理を再現した。 得 られた熱延鋼板を研削によ りスケール除去し、 7 0 %の圧下率で冷 間圧延後、 下記の実験 1 ) 〜5 ) の条件のプレめっき、 酸洗を実施 し、
実験 1 ) ： (本発明例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0
. 5 g /m2 を実施。
実験 2 ) ： (本発明例） 酸洗なしで、 N i プレめっきを 0. 5 g / m2 を実施。
実験 3 ) ： (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 N i プレめっきを 0.
0 0 5 g /m2 を実施。
実験 4 ) ： (比較例） 5 %塩酸にて酸洗し、 プレめっきなし。
実験 5 ) ： (本発明例） 酸洗なし、 プレめっきなし。 ' その後、 連続焼鈍シミ ュ レ一ターを用い、 8 0 0 °Cの温度で 1 0 0秒間の焼鈍を行い、 引き続き 5 °CZ s の冷却速度で 6 5 0でまで の冷却し、 その後 4 6 0 °Cにて溶融亜鉛めつきを施し、 5 2 0 °Cの 温度で合金化処理を行い、 その後、 1 0 °CZ s の冷却速度でマルテ ンサイ ト変態点以下まで冷却後、 3 0 0 °Cの温度で 6 0秒の加熱を
19 行い、 その後、 2 0 °C Z s の冷却速度で常温まで冷却した。 その後 、 圧下率 1 %でスキンパス圧延を実施した。 その結果を表 4に示し た。
表 4 Z酸洗、 プレメ ツキ条件差
Figure imgf000025_0001
実施例 2から分かるよ うに、 酸洗、 プレめっき条件差では、 実験 1 ) 、 実験 2 ) からプレめっきによ りめつき密着性、 めっき外観が 大きく向上し、 更にプレめっき前に酸洗があった方が好ましいこと が分かる。 また、 実験 3 ) によ りプレめっきの量が少ないと効果が なく、 更に実験 4 ) によ り酸洗のみでは逆に悪化していることも分 かる。 酸洗のみの場合、 却ってめつき密着性、 めっき外観が悪化す るのは、 表面が活性化し過ぎたまま連続溶融亜鉛めつきの加熱工程 で加熱されるため、 再度鋼板の S i , M n等の酸化物が鋼板表面に 発生してめっき性を悪化させるためと考えられる。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 自動車部品等に使用される成形性および穴拡げ
20 性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板を提供することが可能と なる。
21

Claims

求 の 範
1. 質量％で、 C ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 S i : 0. 0 0 5〜 0 . 6 %、 M n ： 0. 1 ~ 3. 3 %、 P ： 0. 0 0 1〜 0. 0 6 %、 S ： 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、 A 1 : 0. 0 1〜 1. 8 %、 N : 0 . 0 0 0 5〜 0. 0 1 %を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物 からなり、 金属組織がフェライ ト と面積率で 5 %以上 6 0 %以下の 焼戻しマルテンサイ トからなる'ことを特徴とする成形性および穴拡 げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板。
2. 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 質量％で、 更に、 M o : 0. 0 5〜 0. 5 %、 V : 0. 0 1〜 0. 1 %、 T i : 0. 0 1〜 0. 2 %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、 C u ： 1. 0 %以 下、 N i ： 1 . 0 %以下、 C r ： 1 . 0 %以下、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 B ： 0
. 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %のう ちの 1種または 2種以上を含有する ことを特徴とする請求項 1記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶 融亜鉛めつき複合高強度鋼板。
3. 更に 、 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 A 1 を質量％ で、 0. 2 5〜 1. 8 %の範囲で、 S i ， A 1 の質量0 /0と、 狙いの 引張強度 （ T S ) が下記 1式を満足することを特徴とする請求項 1 または 2記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合 高強度鋼板
(0.0012X [TS 狙い値] 一 0.29— [Si] 45< A 1 < 1.5 一 3 X [ Si] · · · 1式
[TS 狙い値] ： 鋼板の引張強度設計値 （MP a ) 、 [Si] ： S i 質 量0 /0、 A 1 ： A 1 質量％
4. 質量 %で、 C ： 0. 0 1〜 0. 3 %、 S i ： 0. 0 0 5〜 0
22
. 6 %、 M n ： 0. 1〜 3. 3 %、 P : 0. 0 0 1〜 0. 0 6 %、 S : 0. 0 0 1〜 0. 0 1 %、 A 1 ·· 0. 0 1〜 1 . 8 %、 N : 0
. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %を含有し、 残部 F eおよび不可避的不純物 からなるスラブを熱延後冷延し、 溶融亜鉛めつき加熱工程にて A c ！ 〜A c 3 + 1 0 0 °Cの温度に加熱し、 3 0秒〜 3 0分保持後、 1 °CZ s以上の冷却速度で 4 5 0〜 6 0 0 °Cの温度に冷却し、 次いで この温度で溶融亜鉛めつき処理を施し、 その後 1 °C/ s以上の冷却 速度でマルテンサイ ト変態点以下の温度まで冷却した後、 2 0 0 °C 以上 5 0 0 °C以下の温度に 1秒〜 5分保持した後、 5 °C/ s以上の 冷却速度で 1 0 0 °C以下まで冷却することによ り フェライ ト と面積 率で 5 %以上 6 0 %以下の焼戻しマルテンサイ トからなる金属組織 を有することを特徴とする成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛 めっき複合高強度鋼板の製造方法。
5. 前記溶融亜鉛めつき処理後に、 合金化処理を施すことを特徴 とする請求項 4記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつ き複合高強度鋼板の製造方法。
6. 前記亜鉛めつき層または合金化亜鉛めつき層上に、 更に、 ク 口メー ト処理、 無機皮膜処理、 化成処理、 樹脂皮膜処理の何れか 1 種または 2種以上の後処理を施すことを特徴とする請求項 4または 5記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき複合高強度 鋼板の製造方法。
7. 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 質量％で、 更に、 M o : 0. 0 5〜 0. 5 %、 V : 0. 0 1〜 0. l %、 T i : 0. 0 1〜 0. 2 %、 N b : 0. 0 0 5〜 0. 0 5 %、 C u ： 1 . 0 %以 下、 N i ： 1 . 0 %以下、 C r ： 1 . 0 %以下、 C a ： 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 R EM : 0. 0 0 0 3〜 0. 0 0 5 %、 B ： 0 . 0 0 0 3〜 0. 0 0 2 %のうちの 1種または 2種以上を含有する
23 ことを特徴とする請求項 4〜 6の何れかの項に記載の成形性および 穴拡げ性に優れた 融亜鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法。
8. 更に、 前記溶融亜鉛めつき複合高強度鋼板が、 A 1 を質量％ で、 0. 2 5〜： 1. 8 %の範囲で、 S i , A 1 の質量0 /0と、 狙いの 引張強度 （T S ) が下記 1式を満足することを特徴とする請求項 4 〜 7の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛 めっき複合高強度鋼板の製造方法。
(0.0012X [TS 狙い値] — 0.29— [Si] )Z1.45く A 1 く 1.5 —3 X [ Si] · · · 1式
[TS 狙い値] ： 鋼板の引張強度設計値 （MP a ) 、 [Si] ： S i 質 量。/。、 A 1 ： A 1質量。/。
9. 前記冷延から溶融亜鉛めつき加熱工程の間に、 N i ， F e， C o， S n , C uのうちの 1種または 2種以上のプレめっきを鋼板 片面当たり 0. 0 1〜2. O gZm2 施すことを特徴とする請求項 4〜 8の何れかの項に記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜 鉛めつき複合高強度鋼板の製造方法。
1 0. 前記プレめつきの前に鋼板を酸洗処理を施すことを特徴と する請求項 9記載の成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めつき 複合高強度鋼板の製造方法。
24
PCT/JP2005/003805 2004-03-11 2005-02-28 成形性および穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき複合高強度鋼板およびその製造方法 Ceased WO2005087965A1 (ja)

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