JP3584911B2 - 高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 - Google Patents
高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 Download PDFInfo
- Publication number
- JP3584911B2 JP3584911B2 JP2001263156A JP2001263156A JP3584911B2 JP 3584911 B2 JP3584911 B2 JP 3584911B2 JP 2001263156 A JP2001263156 A JP 2001263156A JP 2001263156 A JP2001263156 A JP 2001263156A JP 3584911 B2 JP3584911 B2 JP 3584911B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- less
- steel sheet
- mass
- dip galvanized
- group
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
Images
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板（鋼帯を含む）に係わり、特に複雑な形状にプレス成形する場合にも充分に耐え得る強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板、加えて、さらに耐食性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このような状況から、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。特に、自動車車体の軽量化のために、熱延鋼板および冷延鋼板等の自動車用鋼板を高強度化し、鋼板板厚を低減することが提案されている。一方、鋼板を素材とする自動車用部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。また、溶融亜鉛めっき鋼板は防錆性（耐食性）に優れ、安価に製造できるため、自動車車体用防錆表面処理鋼板として多用されている。
【０００３】
鋼板を高強度化するには、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を添加し、固溶強化等を図る必要があるが、Ｓｉ、Ｍｎは易酸化性元素であるため焼鈍時にＳｉ、Ｍｎ等が表面に濃化して、その表面に施される溶融亜鉛めっきの濡れ性が悪化し、めっき密着性が劣化する。
上記問題を解決するために、例えば特開平５−１７９３５６号公報や特開平５−５１６４７号公報では、Ｓｉ、Ｍｎの添加量を減らし、熱延巻取り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛めっきラインにおいて、二相域で焼鈍した後、めっきする方法が提案されている。しかしながら、実際には、Ｓｉが少しでも添加されていると、めっき密着性が劣化して、めっき剥離が生じやすいため、従来は、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が多い鋼板に、めっき密着性が良好な溶融亜鉛めっきを施すことは事実上不可能とされていた。
【０００４】
また、良好な延びと強度を両立するために、溶融亜鉛めっき鋼板の最終組織を、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相からなる複合組織とする必要がある。そのためにはＳｉ、Ｍｎを多量に複合添加することが有効であるが、上記のようにＳｉ、Ｍｎを多量に含むとめっき密着性が劣化する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題を解決しようとするもので、下地鋼板がＳｉ、Ｍｎを多量に含んでいても溶融亜鉛めっき密着性に優れ、かつ、プレス成形性等の機械的特性、強度延性バランスに優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。加えて、さらに耐食性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含有し機械的特性を維持したままの鋼板の表層への溶融亜鉛めっき密着性の劣化を阻止するための条件を鋭意調査したところ、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を一定範囲内とし、かつ鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度の関係を特定化すれば、上記目的を達成できることを見出した。
【０００７】
すなわち、本発明は、
質量％で、
Ｃ： ０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（１）を満たす溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０００８】
０．６７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ）≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．３７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ・・・ （１）
（式（１）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。）
【０００９】
好ましい本発明は、前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
【００１０】
好ましい本発明は、前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上である強度延性バランスおよびめっき密着性に加えて、耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１１】
また、本発明は、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（２）を満たす溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１２】
０．５−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．２−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ）
・・・ （２）
（式（２）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。）
【００１３】
好ましい本発明は、前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下および
Ｂ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下および
Ｖ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
【００１４】
好ましい本発明は、前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上である強度延性バランスおよびめっき密着性に加えて、耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明は以下の実験事実に基づいて完成されたものである。以下、鋼組成は質量分率で表す。
Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：０．３〜２％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０１％、Ａｌ：０．０４％を含有する厚さ３０ｍｍのシートバーを１２５０℃で加熱し、５パスで厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とした後、６２０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮を除去し、１．０ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍炉において８００〜９００℃で加熱後、６０℃５％塩酸で６秒間酸洗した。その後、溶融亜鉛めっきシミュレーターにより７８０℃で５％Ｈ２ −Ｎ２ 還元性雰囲気中で焼鈍し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．０８〜０．２５％Ａｌ−Ｚｎ）で溶融亜鉛めっきし、付着量を片面５０ｇ／ｍ２ になるようにガスワイピングした。合金化は通電炉において５００℃で実施した。得られためっき鋼板のめっき密着性および機械的特性を調査した。
【００１６】
以下、合金化した溶融亜鉛めっき鋼板をＧＡ、合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板をＧＩで表し、また冷延鋼板をＣＲ、熱延鋼板をＨｏｔで表して、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係について説明する。
上記実験結果から、図１（ＧＩの鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係）および図２（ＧＡの鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係）に示すように、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２未満であると、機械的特性やめっき品質が不良であること、およびめっき層中のＡｌ濃度が低過ぎたり、逆に高過ぎる場合には、めっき密着性の劣化や合金化遅延あるいは溶接性不良などが起きることを初めて知見し、前記式（１）または式（２）を誘導した。
【００１７】
そして、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度を、前記式（１）または式（２）を満足するように調整すれば、驚くべきことに鋼中にＳｉ、Ｍｎが存在しても、その表面への溶融亜鉛めっきの密着性が良好なＧＩおよびＧＡが製造できることを知見し、本発明を完成した。
そして、前記式（１）を満たすＧ１について、鋼中のＳｉ含有量とＭｎ含有量が各種特性に及ぼす影響を図３に示した。鋼中のＳｉ含有量が０．５０％超２．００％未満、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が２以下のいずれをも満たす場合には、機械的特性不良、めっき密着性不良が生じず、耐食性も平均レベルを維持できる。
【００１８】
また、前記式（２）を満たすＧＡについて、鋼中のＳｉ含有量とＭｎ含有量が各種特性に及ぼす影響を図４に示した。ＧＩの場合と同様、鋼中のＳｉ含有量が０．５０％超２．００％未満、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が２以下のいずれをも満たす場合には、機械的特性不良、めっき密着性不良が生じず、耐食性についても平均レベル維持できる。
さらに、ＧＩ，ＧＡのいずれの場合においても、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の合計量が３％以上となると耐食性の向上に極めて有利になることがわかる。
【００１９】
なお、図３、図４において、機械的特性については、引張強さが５９０ＭＰａ以上でかつ伸び率が３５％以上であるものを良好とし、これ以外を不良とした。まためっき密着性については、後述する表５の基準を用いた密着性試験を行い、ランク３以上のものを不良とした。
耐食性の評価は、ＧＩについては、後述する複合腐食サイクル試験の結果、最大侵食深さが軟鋼（ＳＰＣＣ）の溶融亜鉛めっき鋼板を比較鋼板とし、これと同等の場合を耐食性平均レベルとし、孔食が見られないものを極めて良好と評価した。ＧＡについては、比較鋼板を軟鋼（ＳＰＣＣ）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、ＧＩの場合と同様に評価した。
【００２０】
本発明において鋼中の構成成分の含有量およびその複合組織を規定した理由は次の通りである。なお、各元素の含有量（％）は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、必要強度を得るためと残留オーステナイト等の所望の組織を得るために不可欠な成分であり、少なくとも０．０５％が必要であるが、０．２５％を超えると溶接性が悪化するため上記範囲とした。好ましくは０．０７〜０．１８％である。
【００２１】
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満
Ｓｉは、固溶強化と所望の組織を得るために不可欠な成分であり、延性を劣化させずに高強度化を図ることを可能にする成分である。その効果は０．５０％より多くないと発揮されない。一方、２．００％以上になると、めっき密着性が劣化する。そのため上記範囲とした。好ましくは０．６〜１．６％である。
【００２２】
Ｍｎ：３．５％以下
Ｃと同様に必要強度を得るため、また鋼の焼き入れ性を向上させ所望の組織を得るために不可欠な成分であり、１％以上であれば、効果が十分発揮され、好ましい。しかし、３．５％を超えても効果が飽和しコストの上昇を招くため上記範囲とした。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは必要強度を得るため、また所望の組織を得るために重要であり、結果としてＳｉ添加量を低減できるため、同等の引張強さを有するＳｉ添加鋼よりめっき密着性の改善に有利である。所望の効果を得るためには最低０．０１％必要である。１．０％を超えると経済性が劣化するため上限を１．０％とした。好ましくは０．０２〜０．５％である。
【００２４】
鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比：２以上
めっき密着性向上効果を得るためには、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が有利である。これはめっき直前の焼鈍時に生成する表面濃化物が、Ｓｉ主体の酸化物から、溶融亜鉛との濡れ性が良好であるＳｉ−Ｍｎ系複合酸化物に変化するためである。さらには、鋼板を連続溶融亜鉛めっき設備（ＣＧＬと表す。）通板前にあらかじめ加熱処理し、次いで、冷却後表面を酸洗処理することにより表面を活性化する場合に、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が酸化皮膜の酸洗性向上効果が得られる。これは、鋼板表面の酸化物が難酸洗性であるＳｉ主体の酸化物から酸洗性良好なＳｉ−Ｍｎ系複合酸化物に変化するためと考えられる。
【００２５】
また、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が合金化を遅延させずにすむため、溶融亜鉛めっき後、合金化処理する場合の生産性も向上する。鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２未満であると、めっき密着性が劣化するため、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を２以上と規定した。ただし、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が７より高くなると、相対的にＳｉ含有量が小さくなるため、所望のミクロ複合組織を得ることが困難になることがあるので、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比は７以下であるのが好ましい。より好ましいのは２．２〜４．５である。
【００２６】
鋼中の（Ｓｉ＋Ｍｎ）量：３質量％以上
そもそも亜鉛系めっき鋼板は、耐食性は元来良好であるものの、近年の自動車用鋼板における耐孔食性向上の要求など、さらなる耐食性の向上が望まれており、耐食性をさらに向上させるためには、鋼中のＭｎ含有量とＳｉ含有量の合計を３質量％以上とするのが好ましい。各鋼中成分の含有量が前記範囲にあり、かつ（Ｓｉ＋Ｍｎ）含有量が３質量％以上になると、緻密で不活性なＳｉＯ２ 皮膜の鋼板表面への生成が抑制され、鋼中への酸素拡散が進みやすくなるため、熱延鋼板巻取り時や一次加工工程における加熱時に内部酸化が促進される。鋼中の（Ｓｉ＋Ｍｎ）含有量が３質量％以上であっても、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が低く、２未満の場合には、めっき密着性が悪く、耐食性も充分でない。
【００２７】
耐食性が向上する作用機構は明らかでないが、内部酸化により、溶融亜鉛めっき時にアンカー効果などにより、めっき密着性がさらに向上し、耐食性向上に寄与するものと推定される。
【００２８】
焼き戻しマルテンサイト
焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しにより軟質化し充分な塑性変形能を有するため、伸び特性の向上に有効である。体積分率２０％未満では、延性向上効果が認められないため２０％以上とした。但し８０％を超えると鋼板の高強度化が困難となるため８０％以下が好ましい。
【００２９】
残留オーステナイト
残留オーステナイトは加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局部的に加えられた加工歪みを広く分散させ、鋼板の延性を向上させる効果を有する。体積分率２％未満では延性の顕著な向上が期待できないため、２％以上であることが必要であり、５％以上であると延性向上効果がより顕著であるため好ましい。
【００３０】
上記複合組織を得る製造法は特に限定されないが、例えば、鋼板をあらかじめ（Ａｃ３ 変態点−５０℃）以上に加熱した後、１０℃／秒以上の冷却速度で組織を焼き入れし、次いでＣＧＬにてＡｃ１ 〜Ａｃ３ 変態点の間で加熱し、５℃／秒以上の冷却速度で冷却して組織を焼き戻すことにより得られる。ただし、これは１例であり、本発明が規定する成分と相を有する高張力鋼板であれば、どのような製造方法で得られたものでもよい。
【００３１】
本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。
マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、このような効果を充分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明において低温変態相の量は特に限定されない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。
【００３２】
めっき層中のＡｌ濃度
本発明では、めっき層中のＡｌ濃度は重要である。本発明者は、前述のようにＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上を満たして、Ｍｎ、Ｓｉを含有する鋼板では、ＧＩの場合は前記式（１）、ＧＡの場合は前記式（２）の範囲内で所定のめっき層中のＡｌ濃度を確保することにより良好なめっき密着性が確保できることを知見した。ＧＩの場合は、めっき後の復熱などによる合金化反応の開始を抑制する必要があるため、ＧＡの場合よりＡｌ濃度を高めにする。また、Ｓｉ含有量が多い場合には、局所的合金化反応が多発するので、これに基づく合金化反応の開始を抑制するため、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が低いほど、Ａｌ含有量を多くする。
【００３３】
Ａｌ濃度が前記式（１）または式（２）の左辺の値より高いと、ＧＩの場合はめっき時の初期に生成するＦｅ−Ａｌ合金層が厚いため溶接性が劣化したり、ＧＡの場合は合金化が著しく遅延する。Ａｌ濃度が前記式（１）または式（２）の右辺の値より低いと、Ｆｅ−Ａｌ合金層の生成が抑えられ、硬くて脆いΓ相がめっき初期に生成しやすくなり、めっき密着性が劣化する。したがって、良好なめっき密着性を確保するためには、ＧＩの場合は前記式（１）、ＧＡの場合は前記式（２）の範囲内に所定のＡｌ濃度を維持することが必要である。
【００３４】
めっき層中のＡｌ濃度を所定量にするための方法は特に限定されないが、例えば、めっき浴中のＡｌ量を高めにしたり、めっき時間を長くすることによりＡｌと地鉄の反応を促進してめっき層中のＡｌ濃度を高くする方法が例示される。また、本発明の鋼中成分を有する鋼板をあらかじめ加熱し、冷却後に表面を軽く酸洗し、表面を活性化した後に、ＣＧＬに通板してもよい。これらの製造方法の例が本発明を限定するものではない。
【００３５】
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板または高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板中には、下記の元素を下記の量（質量％）で、１種以上含有していてもよい。その場合はさらに、以下の効果を有する。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼き入れ性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有するため必要に応じて添加する。好ましくは０．０５％以上であるが、１．０％を超えるとめっき密着性が劣化するため上限を１．０％とするのが好ましい。
【００３６】
Ｍｏ：１．０％以下
ＭｏはＣｒと同様に焼き入れ性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有するため必要に応じて添加する。好ましくは０．０５％以上であるが、１．０％を超えるとコスト上昇を招くため、上限は１．０％とするのが好ましい。
【００３７】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させる作用を有するため必要に応じて添加する。ただし、０．００３％を超えるとめっき密着性が劣化するため、０．００３％を上限とするのが好ましい。
【００３８】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有するため必要に応じて添加する。これらを添加する場合は、それぞれ０．０１％以上添加するのが好ましい。ただし、０．１％を超えても過度に高強度化し、延性がかえって劣化するため、上限は０．１％とするのが好ましい。
【００３９】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕはオーステナイト中に偏析し、必要強度を得るためと所望の組織を得るために重要であるだけでなく、めっき密着性を向上させる効果もあるため必要に応じて添加する。めっき密着性が向上する理由は現時点では明らかになっていないが、所望の効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましい。ただし、１．０％を超えると経済性が劣化するため、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００４０】
Ｎｉ：１．０％以下
ＮｉはＣｕと同様オーステナイト中に偏析し、必要強度を得るためと所望の組織を得るため重要であるだけでなく、めっき密着性を向上させる効果もあるので必要に応じて添加する。めっき密着性が向上する理由は現時点では明らかになっていないが、所望の効果を得るためには、０．０１％以上添加するのが好ましい。ただし、１．０％を超えると経済性が劣化するため、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００４１】
ＣＧＬ（溶融亜鉛めっき）条件
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための鋼板のＣＧＬ条件は特に限定されず、定法により実施可能である。ただし、ＣＧＬ加熱温度（二次加熱温度）が６５０℃以下であると、鋼板表面の酸化皮膜が還元できず、不めっきが発生しやすくなる。一方、８５０℃以上であると、加熱時にＳｉ、Ｍｎの表面濃化が多いため、同様に不めっきが発生しやすい。よって６５０〜８５０℃が好ましい。
【００４２】
また、溶融亜鉛めっき浴は、めっき層の合金化後の密着性を確保するために、Ａｌ濃度を０．０８％以上とすることが好ましい。ただし、０．２０％を超えると合金化が困難になったり、得られる溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性が劣化することがあるため、上限は０．２０％が好ましい。なお、前記したように、めっき層中のＡｌ濃度を本発明の範囲に制御するために、浴中のＡｌ濃度の他に、進入板温、めっき浴浸漬時間、その他の操業条件を調整すればよい。
浴温が４４０℃以下であると、めっき浴の浴温変動により凝固点（４２０℃）を下回る箇所が出てくる可能性があり、操業上安定性に欠ける。また、４８０℃を超えると加熱保持にかかるコストがかさむ。そのため浴温は４４０〜４８０℃が好ましい。
【００４３】
合金化する場合には、合金化温度が４５０℃以下だとζ相が生成しやすくなり、ＧＡの摺動性に欠けるおそれがあるだけでなく、合金化に時間がかかるため生産性が劣化する。また、６００℃を超えるとΓ相が生成しやすくなり、ＧＡのめっき密着性に欠けるおそれがある。そのため合金化温度は４５０〜６００℃が好ましい。
【００４４】
さらには、合金化度はＦｅ拡散量が８〜１３％の範囲に収まることが好ましい。８％未満であるとζ相が残存し、耐フレーキング性が劣化しやすく、１３％以上だとΓ相が生成し、めっき密着性が劣化する場合がある。ただし、これらの製造方法の条件は例示であり、本発明は特定の製造方法に限定されない。
【００４５】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものではない。
（実施例１〜１０、比較例１〜４）
表１に示した化学組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＢ）のスラブ（厚さ３００ｍｍ）を１２５０℃で加熱し、熱間圧延により厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板（鋼Ａ〜Ｈが実施例；鋼Ｉ〜Ｊが比較例）とした後、６２０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮除去した後、必要に応じ冷間圧延を行う場合には５０％の圧下率で圧延し、加熱炉で加熱（一次加熱）した後、ＣＧＬに通板して酸洗、焼鈍、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行った。冷間圧延工程の有無、一次加熱温度、めっき浴中のＡｌ濃度と合金化の有無を表２に示した。なお、一次加熱後の冷却速度は３０℃／秒、二次加熱温度は７８０℃、二次加熱後の冷却速度は１０℃／秒であり、めっき付着量は片面で５０ｇ／ｍ２ ずつであった。合金化温度は４５０〜６００℃の範囲とした。
【００４６】
【表１】
【００４７】
【表２】
【００４８】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＡｌ濃度、合金化度（Ｆｅ拡散量）、めっき後の外観、めっき密着性および耐食性についての調査結果を表３に示した。また、得られためっき鋼板の焼き戻しマルテンサイト分率、残留オーステナイト分率、フェライト分率、低温変態相および機械的特性（延び率、引っ張り強度）についての調査結果を表４に示した。
【００４９】
【表３】
【００５０】
【表４】
【００５１】
めっき層中のＡｌ濃度は、めっき層をインヒビターを添加したＮａＯＨ、ＫＯＨなどのアルカリまたはＨＣｌ、Ｈ２ ＳＯ４ などの酸で溶解し、その液をプラズマ発光分光機（ＩＣＰ）などで分析定量することにより測定した。
合金化度（Ｆｅ拡散量）は、同様にＩＣＰなどでＦｅを分析定量することにより測定した。
めっき後の外観は、めっき直後の鋼板の不めっき部の面積を画像処理により定量し、不めっきの面積率が０．１％未満を良好、０．１％以上を不良と評価した。
【００５２】
めっき密着性は、めっき鋼板にセロファンテープを貼りテープ面を９０°内に曲げ、曲げ戻しをした後、テープを剥したときの単位長さ当りのめっき剥離量を蛍光Ｘ線によりＺｎカウント数として測定し、表５の基準に照らしてランク１、２のものを良好（○、△）、３以上のものを不良として評価した。
【００５３】
【００５４】
耐食性評価は、軟鋼板（ＳＰＣＣ）の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を基準に取り、それぞれの試験片を複合腐食サイクル試験（０．５％塩水を３５℃で６Ｈｒ噴霧後、７０℃で６Ｈｒ乾燥し、その後、温度４０℃、湿度９０％の湿潤状態に１２Ｈｒ維持）を６０サイクル、すなわち、６０日間施した後、最大腐食深さを比較した。腐食試験後の試験片は、腐食深さ（孔食）を極値統計処理により最大腐食深さを求めた。基準の鋼板の最大腐食深さとほぼ同等の深さのものを平均レベル、半分以下のものを良好、孔食が見られないものを極めて良好、１．５倍以上のものを不良として評価した。
【００５５】
鋼板の焼き戻しマルテンサイト相の体積分率は、樹脂に埋め込んだ鋼板断面を研磨した後、１ｍａｓｓ％ピロ亜硫酸ナトリウムのピクラール溶液（４ｇピクリン酸／１００ｃｃエタノール）を用いてエッチングした後、電子顕微鏡によって倍率１０００倍で観察後、画像解析によって１００ｍｍ四方の正方形領域内に存在するマルテンサイト相の占有面積率を求め、マルテンサイト相の体積率とした。
【００５６】
フェライト相は、樹脂に埋め込んだ鋼板断面を研磨し、ナイタール溶液（６９ｍａｓｓ％ＨＮＯ３ 溶液３ｖｏｌ ％、エタノール９７ｖｏｌ ％）で組織をエッチングした後、光学顕微鏡で２５０倍で観察した１００ｍｍ四方の正方形領域内の写真を画像処理することにより、フェライト相の占有面積率を求め、フェライト相の体積率とした。
【００５７】
鋼板の残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板より採取した試験片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面でのＸ線強度測定により求めた。すなわち、ＭｏＫα線を使用し、フェライトの（２００）（２１１）各面の回折Ｘ線強度と、オーステナイトの（２００）（２２０）各面の回折Ｘ線強度を求め、フェライト（マルテンサイトを含む）の（２００）（２１１）の積分強度とオーステナイト（２００）（２２０）の積分強度の比を求め、これをオーステナイト相の体積分率とした。
【００５８】
機械的特性は、鋼板から圧延方向と直交する方向を引張方向として採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定し、引張強さが５９０ＭＰａ以上で、かつ伸び率が３５％以上であるものを良好と評価した。
【００５９】
鋼組成、鋼組織およびめっき層が本発明範囲内のものは、いずれもめっき密着性、溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性が良好であった。特に、実施例３は耐食性が極めて優れていた。一方、本発明の範囲外のものは、めっき密着性、機械的特性が劣っていた。
【００６０】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、めっき密着性、溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性に優れ、さらには耐食性にも優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の鋼板を適用することにより、自動車車体の軽量化および低燃費化が可能となり、ひいては地球環境の改善にも大きく貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係を表す図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係を表す図である。
【図３】溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の鋼中のＭｎ、Ｓｉ含有量と耐食性との関係を表す図である。
【図４】合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の鋼中のＭｎ、Ｓｉ含有量と耐食性との関係を表す図である。
【発明の属する技術分野】
本発明は、高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板（鋼帯を含む）に係わり、特に複雑な形状にプレス成形する場合にも充分に耐え得る強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板、加えて、さらに耐食性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から、自動車の燃費改善が要求されている。さらに、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求されている。このような状況から、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。特に、自動車車体の軽量化のために、熱延鋼板および冷延鋼板等の自動車用鋼板を高強度化し、鋼板板厚を低減することが提案されている。一方、鋼板を素材とする自動車用部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。また、溶融亜鉛めっき鋼板は防錆性（耐食性）に優れ、安価に製造できるため、自動車車体用防錆表面処理鋼板として多用されている。
【０００３】
鋼板を高強度化するには、Ｓｉ、Ｍｎ等の元素を添加し、固溶強化等を図る必要があるが、Ｓｉ、Ｍｎは易酸化性元素であるため焼鈍時にＳｉ、Ｍｎ等が表面に濃化して、その表面に施される溶融亜鉛めっきの濡れ性が悪化し、めっき密着性が劣化する。
上記問題を解決するために、例えば特開平５−１７９３５６号公報や特開平５−５１６４７号公報では、Ｓｉ、Ｍｎの添加量を減らし、熱延巻取り時に焼き入れ急冷し、溶融亜鉛めっきラインにおいて、二相域で焼鈍した後、めっきする方法が提案されている。しかしながら、実際には、Ｓｉが少しでも添加されていると、めっき密着性が劣化して、めっき剥離が生じやすいため、従来は、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が多い鋼板に、めっき密着性が良好な溶融亜鉛めっきを施すことは事実上不可能とされていた。
【０００４】
また、良好な延びと強度を両立するために、溶融亜鉛めっき鋼板の最終組織を、焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイトを含み、残部をフェライトと低温変態相からなる複合組織とする必要がある。そのためにはＳｉ、Ｍｎを多量に複合添加することが有効であるが、上記のようにＳｉ、Ｍｎを多量に含むとめっき密着性が劣化する。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記問題を解決しようとするもので、下地鋼板がＳｉ、Ｍｎを多量に含んでいても溶融亜鉛めっき密着性に優れ、かつ、プレス成形性等の機械的特性、強度延性バランスに優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。加えて、さらに耐食性に優れた高張力（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板を提供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、高張力溶融亜鉛めっき鋼板において、Ｓｉ、Ｍｎを多量に含有し機械的特性を維持したままの鋼板の表層への溶融亜鉛めっき密着性の劣化を阻止するための条件を鋭意調査したところ、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を一定範囲内とし、かつ鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度の関係を特定化すれば、上記目的を達成できることを見出した。
【０００７】
すなわち、本発明は、
質量％で、
Ｃ： ０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（１）を満たす溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【０００８】
０．６７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ）≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．３７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ・・・ （１）
（式（１）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。）
【０００９】
好ましい本発明は、前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
【００１０】
好ましい本発明は、前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上である強度延性バランスおよびめっき密着性に加えて、耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１１】
また、本発明は、
質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（２）を満たす溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１２】
０．５−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．２−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ）
・・・ （２）
（式（２）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。）
【００１３】
好ましい本発明は、前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下および
Ｂ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下および
Ｖ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
【００１４】
好ましい本発明は、前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上である強度延性バランスおよびめっき密着性に加えて、耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１５】
【発明の実施の形態】
本発明は以下の実験事実に基づいて完成されたものである。以下、鋼組成は質量分率で表す。
Ｃ：０．１０％、Ｓｉ：０．３〜２％、Ｍｎ：１．０〜３．５％、Ｐ：０．０１％、Ａｌ：０．０４％を含有する厚さ３０ｍｍのシートバーを１２５０℃で加熱し、５パスで厚さ２．３ｍｍの熱延鋼板とした後、６２０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮を除去し、１．０ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍炉において８００〜９００℃で加熱後、６０℃５％塩酸で６秒間酸洗した。その後、溶融亜鉛めっきシミュレーターにより７８０℃で５％Ｈ２ −Ｎ２ 還元性雰囲気中で焼鈍し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴（０．０８〜０．２５％Ａｌ−Ｚｎ）で溶融亜鉛めっきし、付着量を片面５０ｇ／ｍ２ になるようにガスワイピングした。合金化は通電炉において５００℃で実施した。得られためっき鋼板のめっき密着性および機械的特性を調査した。
【００１６】
以下、合金化した溶融亜鉛めっき鋼板をＧＡ、合金化していない溶融亜鉛めっき鋼板をＧＩで表し、また冷延鋼板をＣＲ、熱延鋼板をＨｏｔで表して、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係について説明する。
上記実験結果から、図１（ＧＩの鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係）および図２（ＧＡの鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係）に示すように、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２未満であると、機械的特性やめっき品質が不良であること、およびめっき層中のＡｌ濃度が低過ぎたり、逆に高過ぎる場合には、めっき密着性の劣化や合金化遅延あるいは溶接性不良などが起きることを初めて知見し、前記式（１）または式（２）を誘導した。
【００１７】
そして、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度を、前記式（１）または式（２）を満足するように調整すれば、驚くべきことに鋼中にＳｉ、Ｍｎが存在しても、その表面への溶融亜鉛めっきの密着性が良好なＧＩおよびＧＡが製造できることを知見し、本発明を完成した。
そして、前記式（１）を満たすＧ１について、鋼中のＳｉ含有量とＭｎ含有量が各種特性に及ぼす影響を図３に示した。鋼中のＳｉ含有量が０．５０％超２．００％未満、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が２以下のいずれをも満たす場合には、機械的特性不良、めっき密着性不良が生じず、耐食性も平均レベルを維持できる。
【００１８】
また、前記式（２）を満たすＧＡについて、鋼中のＳｉ含有量とＭｎ含有量が各種特性に及ぼす影響を図４に示した。ＧＩの場合と同様、鋼中のＳｉ含有量が０．５０％超２．００％未満、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が２以下のいずれをも満たす場合には、機械的特性不良、めっき密着性不良が生じず、耐食性についても平均レベル維持できる。
さらに、ＧＩ，ＧＡのいずれの場合においても、Ｓｉ含有量とＭｎ含有量の合計量が３％以上となると耐食性の向上に極めて有利になることがわかる。
【００１９】
なお、図３、図４において、機械的特性については、引張強さが５９０ＭＰａ以上でかつ伸び率が３５％以上であるものを良好とし、これ以外を不良とした。まためっき密着性については、後述する表５の基準を用いた密着性試験を行い、ランク３以上のものを不良とした。
耐食性の評価は、ＧＩについては、後述する複合腐食サイクル試験の結果、最大侵食深さが軟鋼（ＳＰＣＣ）の溶融亜鉛めっき鋼板を比較鋼板とし、これと同等の場合を耐食性平均レベルとし、孔食が見られないものを極めて良好と評価した。ＧＡについては、比較鋼板を軟鋼（ＳＰＣＣ）の合金化溶融亜鉛めっき鋼板として、ＧＩの場合と同様に評価した。
【００２０】
本発明において鋼中の構成成分の含有量およびその複合組織を規定した理由は次の通りである。なお、各元素の含有量（％）は質量％を意味する。
Ｃ：０．０５〜０．２５％
Ｃは、必要強度を得るためと残留オーステナイト等の所望の組織を得るために不可欠な成分であり、少なくとも０．０５％が必要であるが、０．２５％を超えると溶接性が悪化するため上記範囲とした。好ましくは０．０７〜０．１８％である。
【００２１】
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満
Ｓｉは、固溶強化と所望の組織を得るために不可欠な成分であり、延性を劣化させずに高強度化を図ることを可能にする成分である。その効果は０．５０％より多くないと発揮されない。一方、２．００％以上になると、めっき密着性が劣化する。そのため上記範囲とした。好ましくは０．６〜１．６％である。
【００２２】
Ｍｎ：３．５％以下
Ｃと同様に必要強度を得るため、また鋼の焼き入れ性を向上させ所望の組織を得るために不可欠な成分であり、１％以上であれば、効果が十分発揮され、好ましい。しかし、３．５％を超えても効果が飽和しコストの上昇を招くため上記範囲とした。
【００２３】
Ａｌ：０．０１〜１．０％
Ａｌは必要強度を得るため、また所望の組織を得るために重要であり、結果としてＳｉ添加量を低減できるため、同等の引張強さを有するＳｉ添加鋼よりめっき密着性の改善に有利である。所望の効果を得るためには最低０．０１％必要である。１．０％を超えると経済性が劣化するため上限を１．０％とした。好ましくは０．０２〜０．５％である。
【００２４】
鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比：２以上
めっき密着性向上効果を得るためには、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が有利である。これはめっき直前の焼鈍時に生成する表面濃化物が、Ｓｉ主体の酸化物から、溶融亜鉛との濡れ性が良好であるＳｉ−Ｍｎ系複合酸化物に変化するためである。さらには、鋼板を連続溶融亜鉛めっき設備（ＣＧＬと表す。）通板前にあらかじめ加熱処理し、次いで、冷却後表面を酸洗処理することにより表面を活性化する場合に、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が酸化皮膜の酸洗性向上効果が得られる。これは、鋼板表面の酸化物が難酸洗性であるＳｉ主体の酸化物から酸洗性良好なＳｉ−Ｍｎ系複合酸化物に変化するためと考えられる。
【００２５】
また、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が高い方が合金化を遅延させずにすむため、溶融亜鉛めっき後、合金化処理する場合の生産性も向上する。鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２未満であると、めっき密着性が劣化するため、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を２以上と規定した。ただし、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が７より高くなると、相対的にＳｉ含有量が小さくなるため、所望のミクロ複合組織を得ることが困難になることがあるので、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比は７以下であるのが好ましい。より好ましいのは２．２〜４．５である。
【００２６】
鋼中の（Ｓｉ＋Ｍｎ）量：３質量％以上
そもそも亜鉛系めっき鋼板は、耐食性は元来良好であるものの、近年の自動車用鋼板における耐孔食性向上の要求など、さらなる耐食性の向上が望まれており、耐食性をさらに向上させるためには、鋼中のＭｎ含有量とＳｉ含有量の合計を３質量％以上とするのが好ましい。各鋼中成分の含有量が前記範囲にあり、かつ（Ｓｉ＋Ｍｎ）含有量が３質量％以上になると、緻密で不活性なＳｉＯ２ 皮膜の鋼板表面への生成が抑制され、鋼中への酸素拡散が進みやすくなるため、熱延鋼板巻取り時や一次加工工程における加熱時に内部酸化が促進される。鋼中の（Ｓｉ＋Ｍｎ）含有量が３質量％以上であっても、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が低く、２未満の場合には、めっき密着性が悪く、耐食性も充分でない。
【００２７】
耐食性が向上する作用機構は明らかでないが、内部酸化により、溶融亜鉛めっき時にアンカー効果などにより、めっき密着性がさらに向上し、耐食性向上に寄与するものと推定される。
【００２８】
焼き戻しマルテンサイト
焼き戻しマルテンサイトは、焼き戻しにより軟質化し充分な塑性変形能を有するため、伸び特性の向上に有効である。体積分率２０％未満では、延性向上効果が認められないため２０％以上とした。但し８０％を超えると鋼板の高強度化が困難となるため８０％以下が好ましい。
【００２９】
残留オーステナイト
残留オーステナイトは加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局部的に加えられた加工歪みを広く分散させ、鋼板の延性を向上させる効果を有する。体積分率２％未満では延性の顕著な向上が期待できないため、２％以上であることが必要であり、５％以上であると延性向上効果がより顕著であるため好ましい。
【００３０】
上記複合組織を得る製造法は特に限定されないが、例えば、鋼板をあらかじめ（Ａｃ３ 変態点−５０℃）以上に加熱した後、１０℃／秒以上の冷却速度で組織を焼き入れし、次いでＣＧＬにてＡｃ１ 〜Ａｃ３ 変態点の間で加熱し、５℃／秒以上の冷却速度で冷却して組織を焼き戻すことにより得られる。ただし、これは１例であり、本発明が規定する成分と相を有する高張力鋼板であれば、どのような製造方法で得られたものでもよい。
【００３１】
本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。
マルテンサイト、ベイナイトとも硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。また、変態時に可動転位の発生を伴うため、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。なお、このような効果を充分に得るためには、低温変態相はマルテンサイトとするのが好適である。本発明において低温変態相の量は特に限定されない。鋼板の強度に応じて適宜配分すればよい。
【００３２】
めっき層中のＡｌ濃度
本発明では、めっき層中のＡｌ濃度は重要である。本発明者は、前述のようにＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上を満たして、Ｍｎ、Ｓｉを含有する鋼板では、ＧＩの場合は前記式（１）、ＧＡの場合は前記式（２）の範囲内で所定のめっき層中のＡｌ濃度を確保することにより良好なめっき密着性が確保できることを知見した。ＧＩの場合は、めっき後の復熱などによる合金化反応の開始を抑制する必要があるため、ＧＡの場合よりＡｌ濃度を高めにする。また、Ｓｉ含有量が多い場合には、局所的合金化反応が多発するので、これに基づく合金化反応の開始を抑制するため、Ｍｎ／Ｓｉ質量比が低いほど、Ａｌ含有量を多くする。
【００３３】
Ａｌ濃度が前記式（１）または式（２）の左辺の値より高いと、ＧＩの場合はめっき時の初期に生成するＦｅ−Ａｌ合金層が厚いため溶接性が劣化したり、ＧＡの場合は合金化が著しく遅延する。Ａｌ濃度が前記式（１）または式（２）の右辺の値より低いと、Ｆｅ−Ａｌ合金層の生成が抑えられ、硬くて脆いΓ相がめっき初期に生成しやすくなり、めっき密着性が劣化する。したがって、良好なめっき密着性を確保するためには、ＧＩの場合は前記式（１）、ＧＡの場合は前記式（２）の範囲内に所定のＡｌ濃度を維持することが必要である。
【００３４】
めっき層中のＡｌ濃度を所定量にするための方法は特に限定されないが、例えば、めっき浴中のＡｌ量を高めにしたり、めっき時間を長くすることによりＡｌと地鉄の反応を促進してめっき層中のＡｌ濃度を高くする方法が例示される。また、本発明の鋼中成分を有する鋼板をあらかじめ加熱し、冷却後に表面を軽く酸洗し、表面を活性化した後に、ＣＧＬに通板してもよい。これらの製造方法の例が本発明を限定するものではない。
【００３５】
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板または高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の鋼板中には、下記の元素を下記の量（質量％）で、１種以上含有していてもよい。その場合はさらに、以下の効果を有する。
Ｃｒ：１．０％以下
Ｃｒは焼き入れ性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有するため必要に応じて添加する。好ましくは０．０５％以上であるが、１．０％を超えるとめっき密着性が劣化するため上限を１．０％とするのが好ましい。
【００３６】
Ｍｏ：１．０％以下
ＭｏはＣｒと同様に焼き入れ性を向上し、低温変態相の生成を促進する作用を有するため必要に応じて添加する。好ましくは０．０５％以上であるが、１．０％を超えるとコスト上昇を招くため、上限は１．０％とするのが好ましい。
【００３７】
Ｂ：０．００３％以下
Ｂは焼き入れ性を向上させる作用を有するため必要に応じて添加する。ただし、０．００３％を超えるとめっき密着性が劣化するため、０．００３％を上限とするのが好ましい。
【００３８】
Ｔｉ、Ｎｂ、Ｖ：０．１％以下
Ｔｉ、ＮｂおよびＶは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有するため必要に応じて添加する。これらを添加する場合は、それぞれ０．０１％以上添加するのが好ましい。ただし、０．１％を超えても過度に高強度化し、延性がかえって劣化するため、上限は０．１％とするのが好ましい。
【００３９】
Ｃｕ：１．０％以下
Ｃｕはオーステナイト中に偏析し、必要強度を得るためと所望の組織を得るために重要であるだけでなく、めっき密着性を向上させる効果もあるため必要に応じて添加する。めっき密着性が向上する理由は現時点では明らかになっていないが、所望の効果を得るためには０．０１％以上の添加が好ましい。ただし、１．０％を超えると経済性が劣化するため、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００４０】
Ｎｉ：１．０％以下
ＮｉはＣｕと同様オーステナイト中に偏析し、必要強度を得るためと所望の組織を得るため重要であるだけでなく、めっき密着性を向上させる効果もあるので必要に応じて添加する。めっき密着性が向上する理由は現時点では明らかになっていないが、所望の効果を得るためには、０．０１％以上添加するのが好ましい。ただし、１．０％を超えると経済性が劣化するため、上限を１．０％とするのが好ましい。
【００４１】
ＣＧＬ（溶融亜鉛めっき）条件
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造するための鋼板のＣＧＬ条件は特に限定されず、定法により実施可能である。ただし、ＣＧＬ加熱温度（二次加熱温度）が６５０℃以下であると、鋼板表面の酸化皮膜が還元できず、不めっきが発生しやすくなる。一方、８５０℃以上であると、加熱時にＳｉ、Ｍｎの表面濃化が多いため、同様に不めっきが発生しやすい。よって６５０〜８５０℃が好ましい。
【００４２】
また、溶融亜鉛めっき浴は、めっき層の合金化後の密着性を確保するために、Ａｌ濃度を０．０８％以上とすることが好ましい。ただし、０．２０％を超えると合金化が困難になったり、得られる溶融亜鉛めっき鋼板の溶接性が劣化することがあるため、上限は０．２０％が好ましい。なお、前記したように、めっき層中のＡｌ濃度を本発明の範囲に制御するために、浴中のＡｌ濃度の他に、進入板温、めっき浴浸漬時間、その他の操業条件を調整すればよい。
浴温が４４０℃以下であると、めっき浴の浴温変動により凝固点（４２０℃）を下回る箇所が出てくる可能性があり、操業上安定性に欠ける。また、４８０℃を超えると加熱保持にかかるコストがかさむ。そのため浴温は４４０〜４８０℃が好ましい。
【００４３】
合金化する場合には、合金化温度が４５０℃以下だとζ相が生成しやすくなり、ＧＡの摺動性に欠けるおそれがあるだけでなく、合金化に時間がかかるため生産性が劣化する。また、６００℃を超えるとΓ相が生成しやすくなり、ＧＡのめっき密着性に欠けるおそれがある。そのため合金化温度は４５０〜６００℃が好ましい。
【００４４】
さらには、合金化度はＦｅ拡散量が８〜１３％の範囲に収まることが好ましい。８％未満であるとζ相が残存し、耐フレーキング性が劣化しやすく、１３％以上だとΓ相が生成し、めっき密着性が劣化する場合がある。ただし、これらの製造方法の条件は例示であり、本発明は特定の製造方法に限定されない。
【００４５】
【実施例】
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はこれらの実施例により何ら限定されるものではない。
（実施例１〜１０、比較例１〜４）
表１に示した化学組成（Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｃｒ、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｍｏ、Ｔｉ、Ｎｂ、ＶおよびＢ）のスラブ（厚さ３００ｍｍ）を１２５０℃で加熱し、熱間圧延により厚さ２．０ｍｍの熱延鋼板（鋼Ａ〜Ｈが実施例；鋼Ｉ〜Ｊが比較例）とした後、６２０℃で巻き取った。次いで、酸洗により黒皮除去した後、必要に応じ冷間圧延を行う場合には５０％の圧下率で圧延し、加熱炉で加熱（一次加熱）した後、ＣＧＬに通板して酸洗、焼鈍、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行った。冷間圧延工程の有無、一次加熱温度、めっき浴中のＡｌ濃度と合金化の有無を表２に示した。なお、一次加熱後の冷却速度は３０℃／秒、二次加熱温度は７８０℃、二次加熱後の冷却速度は１０℃／秒であり、めっき付着量は片面で５０ｇ／ｍ２ ずつであった。合金化温度は４５０〜６００℃の範囲とした。
【００４６】
【表１】
【表２】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板のめっき層中のＡｌ濃度、合金化度（Ｆｅ拡散量）、めっき後の外観、めっき密着性および耐食性についての調査結果を表３に示した。また、得られためっき鋼板の焼き戻しマルテンサイト分率、残留オーステナイト分率、フェライト分率、低温変態相および機械的特性（延び率、引っ張り強度）についての調査結果を表４に示した。
【００４９】
【表３】
【表４】
めっき層中のＡｌ濃度は、めっき層をインヒビターを添加したＮａＯＨ、ＫＯＨなどのアルカリまたはＨＣｌ、Ｈ２ ＳＯ４ などの酸で溶解し、その液をプラズマ発光分光機（ＩＣＰ）などで分析定量することにより測定した。
合金化度（Ｆｅ拡散量）は、同様にＩＣＰなどでＦｅを分析定量することにより測定した。
めっき後の外観は、めっき直後の鋼板の不めっき部の面積を画像処理により定量し、不めっきの面積率が０．１％未満を良好、０．１％以上を不良と評価した。
【００５２】
めっき密着性は、めっき鋼板にセロファンテープを貼りテープ面を９０°内に曲げ、曲げ戻しをした後、テープを剥したときの単位長さ当りのめっき剥離量を蛍光Ｘ線によりＺｎカウント数として測定し、表５の基準に照らしてランク１、２のものを良好（○、△）、３以上のものを不良として評価した。
【００５３】
耐食性評価は、軟鋼板（ＳＰＣＣ）の溶融亜鉛めっき鋼板または合金化溶融亜鉛めっき鋼板を基準に取り、それぞれの試験片を複合腐食サイクル試験（０．５％塩水を３５℃で６Ｈｒ噴霧後、７０℃で６Ｈｒ乾燥し、その後、温度４０℃、湿度９０％の湿潤状態に１２Ｈｒ維持）を６０サイクル、すなわち、６０日間施した後、最大腐食深さを比較した。腐食試験後の試験片は、腐食深さ（孔食）を極値統計処理により最大腐食深さを求めた。基準の鋼板の最大腐食深さとほぼ同等の深さのものを平均レベル、半分以下のものを良好、孔食が見られないものを極めて良好、１．５倍以上のものを不良として評価した。
【００５５】
鋼板の焼き戻しマルテンサイト相の体積分率は、樹脂に埋め込んだ鋼板断面を研磨した後、１ｍａｓｓ％ピロ亜硫酸ナトリウムのピクラール溶液（４ｇピクリン酸／１００ｃｃエタノール）を用いてエッチングした後、電子顕微鏡によって倍率１０００倍で観察後、画像解析によって１００ｍｍ四方の正方形領域内に存在するマルテンサイト相の占有面積率を求め、マルテンサイト相の体積率とした。
【００５６】
フェライト相は、樹脂に埋め込んだ鋼板断面を研磨し、ナイタール溶液（６９ｍａｓｓ％ＨＮＯ３ 溶液３ｖｏｌ ％、エタノール９７ｖｏｌ ％）で組織をエッチングした後、光学顕微鏡で２５０倍で観察した１００ｍｍ四方の正方形領域内の写真を画像処理することにより、フェライト相の占有面積率を求め、フェライト相の体積率とした。
【００５７】
鋼板の残留オーステナイト相の体積分率は、鋼板より採取した試験片を板厚方向の中心面まで研磨し、板厚中心面でのＸ線強度測定により求めた。すなわち、ＭｏＫα線を使用し、フェライトの（２００）（２１１）各面の回折Ｘ線強度と、オーステナイトの（２００）（２２０）各面の回折Ｘ線強度を求め、フェライト（マルテンサイトを含む）の（２００）（２１１）の積分強度とオーステナイト（２００）（２２０）の積分強度の比を求め、これをオーステナイト相の体積分率とした。
【００５８】
機械的特性は、鋼板から圧延方向と直交する方向を引張方向として採取したＪＩＳ５号引張試験片を用いて、降伏強さ（降伏点）ＹＰ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定し、引張強さが５９０ＭＰａ以上で、かつ伸び率が３５％以上であるものを良好と評価した。
【００５９】
鋼組成、鋼組織およびめっき層が本発明範囲内のものは、いずれもめっき密着性、溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性が良好であった。特に、実施例３は耐食性が極めて優れていた。一方、本発明の範囲外のものは、めっき密着性、機械的特性が劣っていた。
【００６０】
【発明の効果】
以上のように、本発明によれば、めっき密着性、溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性に優れ、さらには耐食性にも優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の鋼板を適用することにより、自動車車体の軽量化および低燃費化が可能となり、ひいては地球環境の改善にも大きく貢献する。
【図面の簡単な説明】
【図１】溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係を表す図である。
【図２】合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比とめっき層中のＡｌ濃度との関係を表す図である。
【図３】溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）の鋼中のＭｎ、Ｓｉ含有量と耐食性との関係を表す図である。
【図４】合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）の鋼中のＭｎ、Ｓｉ含有量と耐食性との関係を表す図である。
Claims (6)
- 質量％で、
Ｃ： ０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（１）を満たす溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
０．６７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ）≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．３７−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ・・・ （１）
（式（１）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。） - 前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む請求項１に記載の強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。 - 前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上であることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の強度延性バランス、めっき密着性および耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２５％、
Ｓｉ：０．５０％超２．００％未満、
Ｍｎ：３．５％以下および、
Ａｌ：０．０１〜１．０％を含み、
残部がＦｅおよび不可避不純物からなる組成で、鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比が２以上であり、かつ焼き戻しマルテンサイト、残留オーステナイト、フェライトおよび低温変態相からなり、体積分率で、前記焼き戻しマルテンサイトが２０％以上で、前記残留オーステナイトが２％以上の複合組織を有する鋼板上に、めっき層中のＡｌ濃度が下記の式（２）を満たす合金化溶融亜鉛めっき層を有することを特徴とする強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
記
０．５−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ≧［めっき層中のＡｌ濃度（質量％）］≧０．２−１／５０（Ｍｎ／Ｓｉ） ・・・ （２）
（式（２）のＭｎ／Ｓｉは鋼中のＭｎ／Ｓｉ質量比を表わす。） - 前記鋼板成分に加えて、さらに、下記の群から選択された少なくとも１種の成分を含む請求項４に記載の強度延性バランスおよびめっき密着性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（第１群）質量％で、Ｃｒ：１．０％以下、Ｍｏ：１．０％以下およびＢ：０．００３％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第２群）質量％で、Ｔｉ：０．１％以下、Ｎｂ：０．１％以下およびＶ：０．１％以下からなる群から選択された少なくとも１種。
（第３群）質量％で、Ｃｕ：１．０％以下およびＮｉ：１．０％以下からなる群から選択された少なくとも１種。 - 前記鋼板組成において、質量％で、鋼中のＳｉとＭｎの合計が３％以上であることを特徴とする請求項４または請求項５に記載の強度延性バランス、めっき密着性および耐食性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2001263156A JP3584911B2 (ja) | 2000-12-05 | 2001-08-31 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2000369683 | 2000-12-05 | ||
| JP2000-369683 | 2000-12-05 | ||
| JP2001263156A JP3584911B2 (ja) | 2000-12-05 | 2001-08-31 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2002235160A JP2002235160A (ja) | 2002-08-23 |
| JP3584911B2 true JP3584911B2 (ja) | 2004-11-04 |
Family
ID=26605246
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2001263156A Expired - Fee Related JP3584911B2 (ja) | 2000-12-05 | 2001-08-31 | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP3584911B2 (ja) |
Families Citing this family (9)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4631241B2 (ja) * | 2001-09-21 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 強度延性バランス、めっき密着性と耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 |
| JP4631379B2 (ja) * | 2004-09-29 | 2011-02-16 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
| DE102005008410B3 (de) * | 2005-02-24 | 2006-02-16 | Thyssenkrupp Stahl Ag | Verfahren zum Beschichten von Stahlbändern und beschichtetes Stahlband |
| EP2679699A3 (en) | 2005-03-31 | 2014-08-20 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho | High strength cold-rolled steel sheet and automobile components of steel having excellent properties in coating film adhesion, workability, and hydrogen embrittlement resistivity |
| KR100992225B1 (ko) | 2005-12-06 | 2010-11-05 | 가부시키가이샤 고베 세이코쇼 | 내파우더링성이 우수한 고강도 합금화 용융 아연 도금 강판및 그 제조 방법 |
| KR101041107B1 (ko) | 2008-11-21 | 2011-06-13 | 한국기계연구원 | 강도-연신율 밸런스가 우수한 고강도 냉연강판 및 그 제조방법 |
| CN103290309B (zh) * | 2012-02-27 | 2016-08-03 | 株式会社神户制钢所 | 化学转化处理性优越的高强度冷轧钢板及其制造方法 |
| EP3748028B1 (en) | 2018-03-30 | 2022-08-24 | JFE Steel Corporation | High-strength galvanized steel sheet, high-strength member, and manufacturing methods therefor |
| WO2019188642A1 (ja) * | 2018-03-30 | 2019-10-03 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 高強度鋼板およびその製造方法 |
-
2001
- 2001-08-31 JP JP2001263156A patent/JP3584911B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2002235160A (ja) | 2002-08-23 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| EP3647445B1 (en) | Hot-pressed member and method for manufacturing same, and cold-rolled steel sheet for hot pressing and method for manufacturing same | |
| EP2738283B1 (en) | Alloyed hot-dip zinc coat layer, steel sheet having same, and method for producing same | |
| CN111433380B (zh) | 高强度镀锌钢板及其制造方法 | |
| JP3527092B2 (ja) | 加工性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法 | |
| JP4631241B2 (ja) | 強度延性バランス、めっき密着性と耐食性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3809074B2 (ja) | めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| EP1806421A1 (en) | High young's modulus steel plate, zinc hot dip galvanized steel sheet using the same, alloyed zinc hot dip galvanized steel sheet, high young's modulus steel pipe, and method for production thereof | |
| US11447848B2 (en) | Steel sheet and manufacturing method of therefor | |
| JP3898923B2 (ja) | 高加工時のめっき密着性および延性に優れた高強度溶融Ｚｎめっき鋼板及びその製造方法 | |
| US11680303B2 (en) | Steel sheet and manufacturing method therefor | |
| JP3374644B2 (ja) | 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP6249140B1 (ja) | 高降伏比型高強度亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 | |
| WO2006109522A1 (ja) | 溶融亜鉛めっき鋼板、および合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3731560B2 (ja) | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 | |
| JPH09263884A (ja) | 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度熱延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP3584911B2 (ja) | 高張力溶融亜鉛めっき鋼板および高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPH11131145A (ja) | 高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 | |
| JPH0925537A (ja) | 耐孔明き腐食性および加工性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JPH06256903A (ja) | プレス加工性と耐めっき剥離性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JPH0925538A (ja) | 耐孔明き腐食性および圧壊特性に優れた高強度冷延鋼板、および高強度亜鉛系めっき鋼板並びにそれらの製造方法 | |
| JP4320913B2 (ja) | 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JPH09176815A (ja) | めっき密着性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板 | |
| JP3646538B2 (ja) | 加工性に優れた溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法 | |
| JP4148235B2 (ja) | 加工性と形状凍結性に優れた鋼板とその製造方法 | |
| JP4655366B2 (ja) | めっき密着性及び耐食性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20040628 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20040713 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20040726 |
|
| R150 | Certificate of patent or registration of utility model |
Ref document number: 3584911 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R150 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20070813 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080813 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20080813 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090813 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20090813 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20100813 Year of fee payment: 6 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110813 Year of fee payment: 7 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120813 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120813 Year of fee payment: 8 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130813 Year of fee payment: 9 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |