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WO2008126945A1 - 低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents

低温靱性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2008126945A1
WO2008126945A1 PCT/JP2008/057564 JP2008057564W WO2008126945A1 WO 2008126945 A1 WO2008126945 A1 WO 2008126945A1 JP 2008057564 W JP2008057564 W JP 2008057564W WO 2008126945 A1 WO2008126945 A1 WO 2008126945A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
steel sheet
temperature
cold
hot
content
Prior art date
Application number
PCT/JP2008/057564
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Hironori Satoh
Masayuki Abe
Yasuto Goto
Shinichi Yamaguchi
Original Assignee
Nippon Steel Corporation
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel Corporation filed Critical Nippon Steel Corporation
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Priority to MX2009010538A priority patent/MX2009010538A/es
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Priority to ES08740619T priority patent/ES2784014T3/es
Priority to KR1020097020985A priority patent/KR101165133B1/ko
Priority to EP08740619.5A priority patent/EP2143816B1/en
Priority to CN2008800117573A priority patent/CN101657557B/zh
Priority to BRPI0810165A priority patent/BRPI0810165B1/pt
Priority to JP2009509389A priority patent/JP5079795B2/ja
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    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12951—Fe-base component
    • Y10T428/12972—Containing 0.01-1.7% carbon [i.e., steel]

Definitions

  • the present invention relates to a high-strength steel sheet for press working, which is applied to the fields of automobiles and home appliances, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to a high-strength steel plate and a manufacturing method thereof.
  • the tensile strength of the wavy seam weld is low at low temperatures.
  • the weld joint strength does not increase as commensurate with the increase in strength of the steel plate.
  • the tank is manufactured by welding the flange parts of the upper and lower cup-shaped parts, and the seam welded part of the tank is shaped like a wrinkle (the cross-sectional shape is a steel plate flange).
  • the welded seam welded to the shape that the lunge worships together, and this weld is also referred to as the worship shim weld or worship weld.
  • IF steel precipitates and fixes C and N as carbides or nitrides of Nb or Ti, so the grain boundaries become very clean and secondary work embrittlement occurs due to grain boundary fracture after forming. There is a problem that it becomes easy.
  • secondary work embrittlement is promoted because the intragranular strength is strengthened by the solid solution strengthening element and the relative grain boundary strength is significantly reduced.
  • the technology described in (1) is intended to improve spot weldability by carburizing an ultra-low carbon steel sheet containing Ti and / or Nb during annealing to form martensite and a bainitic structure on the surface layer.
  • the technology described in Japanese Patent Publication No. 8-2 9 1 3 6 4 adds spot welding joint strength by adding Cu to ultra-low carbon steel and widening the heat affected zone during welding. It is something that is going to be raised.
  • the technique described in Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 0 1-2 8 8 5 3 4 is that Mg is added to steel to produce Mg oxide and Z or Mg sulfide in the steel sheet.
  • No. 8 1 2 3 Page 2 discloses a technique for improving the toughness of the heat affected zone by finely dispersing Ti N in a thick steel plate.
  • the aim is to improve the adhesiveness of the molten alloy Zn.
  • the conventional techniques described above have the following problems. That is, the steel sheets produced by the methods described in Japanese Patent Laid-Open Nos. 5-5 9 491 and 6-5 7 3 7 3 have good workability but are as harsh as fuel tanks. If the press forming process is performed under the conditions, the secondary heat embrittlement resistance becomes insufficient, and furthermore, the strength of the welded joint of the welded joint welded with this cold-rolled steel sheet is low.
  • Japanese Patent Application Laid-Open Nos. 5-255080 and 7-278088 45 have good hot-dip zinc adhesion properties, but they have good weldability and resistance to two-fold resistance. There is a problem that the next processing brittleness is insufficient.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 0-1 9 2 1 8 8 describes that a large amount of P is added to ensure strength and the balance between P and B is Since it is not optimal, there is a drawback that sufficient low temperature toughness cannot be obtained.
  • JP-A-6-2 5 6 900 a large amount of T i is used to improve the formability, and the strength and toughness of the weld cannot be sufficiently secured. Even if the addition amount is appropriate, there is a problem that workability cannot be secured sufficiently because Nb is small.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 1 9 8 0 8 is a technique for improvement using laser welding, which is difficult to apply to seam welding used in fuel tank manufacturing, and is based on improved base material characteristics. No mention is made of technology for improving weld properties.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9 is Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 No. 8 is a technique for improving the properties of the base metal, but it has low corrosion resistance and, depending on the conditions, the toughness of the wrinkled shim weld is low, and the steelmaking cost is high and the workability is low. There is.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 7-7-2 7 7 7 1 3 and Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 7 7-2 7 7 1 4 have low toughness of the wavy seam welded part depending on conditions.
  • Japanese Patent Application Laid-Open No. 2 0 7-7-2 7 7 7 1 3 has low toughness of the wavy seam welded part depending on conditions.
  • the open-work publication No. 2 0 0 7-2 7 7 7 1 3 causes a decrease in workability.
  • the conventional knowledge includes what improves secondary work brittleness resistance and technology for improving weld toughness in the field of thick steel sheets.
  • the fuel bundle has a processing step such as pressing in the manufacturing process and a heat treatment step such as seam welding, not only the characteristics of the base metal but also the characteristics after heat treatment and heat treatment are important.
  • the toughness generally decreases, so the secondary work brittleness resistance and weld toughness become important at the same time.
  • plating and corrosion resistance are important.
  • the present invention has been made in view of such problems, and the problem is that it can be applied to the automotive field, particularly fuel tank applications, with a tensile strength of 3 80 MPa or more and less than 5 40 MPa.
  • a tensile strength of 3 80 MPa or more and less than 5 40 MPa.
  • the present invention has investigated the effects of T i, B, and P on the toughness and secondary work brittleness resistance of the pitted seam weld, which is peculiar to fuel tanks.
  • the gist of the present invention is as follows, as described in the claims.
  • T i content (%) is [T i]
  • B content (%) is [B]
  • P content (%) is [P]
  • TB * expressed by the following formula ⁇ A> is A high-strength steel sheet for press working with excellent low-temperature toughness, characterized by satisfying the following formula ⁇ B>, in addition to 0.03 or more and 0.06 or less.
  • T B * (0 [T i]) / (I n ([B] X 1 0 0 0 0)
  • the cold-rolled steel sheet does not contain each element of As, Sn, Pb, and Sb in mass% in excess of the following amounts, and the total amount of these elements is 0.02%
  • the high-strength steel sheet for press working that is excellent in low-temperature toughness as described in (1) or (2), characterized by not containing more than.
  • the melt-adhering layer formed on the surface of the cold-rolled steel sheet is 1 to 8.8% Zn and the balance is Sn: 91.2 to 99.0% and unavoidable impurities.
  • the low temperature of secondary work brittleness after forming at a drawing ratio of 1.9 is 150 or less, and the low temperature according to any one of (1) to (4) High strength steel sheet for press working with excellent toughness.
  • the ductile brittle transition temperature in the tensile test of the wavy seam weld is 40 or less, and it is below (1) to (5)
  • a step of hot rolling to obtain a hot rolled coil under the following conditions at a coiling temperature of 7 ⁇ 0 and below, and cold rolling the hot rolled coil at a cold rolling rate of 50% or more Excellent in low temperature toughness characterized by having a step of forming a cold-rolled coil having a thickness of 5 mm and a step of annealing the cold-rolled coil at a temperature equal to or higher than the recrystallization temperature and subsequently subjecting the coil surface to hot-dip plating.
  • the cold rolled coil is annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature, and then on the coil surface:! ⁇ 8.8% Zn and Sn: 9 1.2 ⁇ 9 9% and inevitable impurities, melted so that the adhesion amount is 10 ⁇ 1 50 / m 2 per side (7) characterized in that it has a process of applying a sticking.
  • FIG. 1 is a cross-sectional view showing a test piece formed with a wavy seam weld in the peel test method.
  • Fig. 2 shows the effect of T i and B on the ductile brittle transition temperature of a wavy seam weld.
  • Figure 3 shows the secondary work brittleness evaluation test method.
  • Fig. 4 is a diagram showing the effect of P and B on secondary work brittleness resistance.
  • Fig. 5 is a photograph showing an example of a fracture surface that was destroyed by applying an impact after a heat treatment test simulating a weld heat affected zone. .
  • the inventor of the present application has excellent press formability, which was extremely difficult with the prior art, excellent secondary work brittleness resistance, tensile strength of the wrinkled weld, and excellent low temperature toughness In order to obtain a high-strength steel sheet for press working with excellent strength, we intensively studied.
  • T i, B, and P by making the contents of T i, B, and P within a specific range, it can be applied to the automotive field, especially fuel tank applications, with a tensile strength of 3 80 MPa or more and less than 5 40 MPa.
  • Excellent press formability and excellent secondary work brittleness resistance As a result, the present inventors have found that the tensile strength of the welded welded portion and, further, the excellent touchability can be realized, leading to the present invention.
  • a high-strength steel sheet for press working according to the present invention (hereinafter simply referred to as a melt-bonded steel sheet) has a cold-rolled steel sheet and a melt-bonded layer formed on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is, by mass%, C: 0.005 to 0.00%, Si: more than 0.3 to 1.0%, Mn: 0.70 to 2. 0%, P: 0.05% or less, T i: 0. 0 1 0 to 0.0 0 50%, Nb: 0. 0 1 0 to 0.0 4 0%, B: 0. 0 0 0 5 to 0. 0 0 3 0%, S: 0. 0 10 0% or less, A 1: 0.
  • the Ti content (%) is [T i]
  • the B content (%) is [B]
  • the P content (%) is [P].
  • TB * represented by the following formula ⁇ A> is 0.03 or more and satisfies the following formula ⁇ B>.
  • T B * (0. 1 1 — [T i]) / (1 n ([B] X 1 0 0 0 0)) ⁇ ⁇ ⁇ ⁇ A>
  • C is an extremely important element in the present invention. Specifically, C is an extremely effective element for combining Nb and Ti to form carbides and achieving high strength. However, if the C content exceeds 0.000%, even if T i and N b necessary for fixing C are added, the workability deteriorates, and a seam-like seam in seam welding and laser welding. The weld toughness decreases. On the other hand, in the hot-dip galvanized steel sheet of the present invention, even if the C content is low, it is supplemented by other strengthening methods. However, if the C content is less than 0.005%, it is difficult to ensure strength: and the decarburization cost during steelmaking increases. Therefore, the C content is set to 0.0 0 0 5 to 0.0 0 0 50%. In addition, when extremely high workability and weld toughness are required, the C content is set to 0.0.
  • S i is an element effective for increasing the strength, and the present inventor added 1 by more than 0.3%, preferably 0.5% or more, It was found that the corrosion resistance after hot-melt Sn—Zn plating was improved. The reason for this is that the solidification structure of the plating becomes fine. This is because the surface of the Si O 2 oxidized by the surface Si does not completely cover the surface, and the surface is not completely coated. This is a uniform distribution, and this becomes the nucleation site of Sn primary crystals during the solidification process of molten Sn—Zn plating, and the number of nucleation sites increases. Z n that fulfills For this reason, Sn having a high corrosion potential wraps Zn sufficiently, improving corrosion resistance.
  • the lower limit is 0.3%. Preferably it is 0.5% or more.
  • the reason why the corrosion resistance is low in Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8 is presumed to be because Si is low. However, if the Si content is excessive, specifically, if the Si content exceeds 1.0%, the melt stickiness is impaired even if other conditions are within the scope of the present invention. It is. Therefore, the upper limit of the Si content is 1.0%.
  • Biofuel is highly corrosive, and improving corrosion resistance is very effective as a fuel fuel tank.
  • M n is an element that increases the strength of the steel sheet by solid solution strengthening, similar to S i.
  • M n has a mechanism for refining the structure to increase the strength and a mechanism for increasing the strength by solid solution strengthening.
  • the M n content is less than 0.7%, the effect of addition is obtained. If it is not supplemented with other elements, the target cannot be achieved in all items of secondary work brittleness resistance, weld toughness and melt tightness.
  • the Mn content exceeds 2.0%, the in-plane anisotropy of the r value, which is an index of deep drawability, increases and press formability is impaired, and Mn oxidation occurs on the surface of the steel sheet. A product is formed, and the meltability is impaired. Therefore, the Mn content is set to 0.70 to 2.0%.
  • the structure of the steel sheet can be maintained even if the hot rolling finishing temperature is 910 or less, so the Mn content is 1.0. ⁇ 2.0% is preferred. ⁇ P: 0.05% or less>
  • P is an element effective in increasing strength by solid solution strengthening with little deterioration in workability even when added.
  • P is an element that segregates at the grain boundaries and degrades the secondary additive brittleness resistance, and also causes solidification segregation in the weld and deteriorates the toughness of the wavy seam weld.
  • P prays to the surface of the steel sheet due to the thermal history up to the time of melting and deteriorates the melting property. Specifically, these prayers occur when the P content exceeds 0.05%. Therefore, the P content is regulated to 0.5% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified, but if the P content is less than 0.05%, the sperm cost increases, so the P content is not less than 0.05%. It is preferable that Further, from the viewpoint of securing strength, 0.02% or more is preferable.
  • T i has a strong affinity with C and N, during solidification or hot rolling Carbonitride is formed in the steel and is dissolved in the steel. It has the effect of reducing C and N and improving workability. However, this effect cannot be obtained when the Ti content is less than 0.010%. On the other hand, if the Ti content exceeds 0.05%, the strength and toughness of the welded joint of the welded joint, that is, the toughness of the seam welded seam deteriorates. Therefore, the Ti content is set to 0.0 0 to 0 to 0.05%.
  • N b has a strong affinity with C and N as well as T i, forms carbonitride during solidification or hot rolling, reduces C and N dissolved in the steel, and processes There is an effect to improve the sex. However, this effect cannot be obtained when the Nb content is less than 0.010%. On the other hand, if the Nb content exceeds 0.040%, the recrystallization temperature increases, high-temperature annealing is required, and the toughness of the welded joint of the welded joint deteriorates. Therefore, the Nb content is set to 0.0 10% to 0.040%.
  • B is an element that segregates at the grain boundaries to increase the grain boundary strength and improve the secondary work brittleness resistance.
  • the B content is less than 0.0 0 0 5%, the effect cannot be obtained.
  • the B content is set to 0.0 0 0 5 to 0.0 0 30%.
  • a preferable range of the B content is from 0.0 0 0 5 to 0.0 0 15% for the reasons described above.
  • S is an impurity that is inevitably mixed during the refining of steel, and forms a precipitate by combining with M n and T i, degrading workability, so the S content is 0.01 0 Regulate to below%.
  • the S content is preferably set to 0.01% or more.
  • a 1 is an element that is used as a deoxidizing material when steel is refined, but if the A 1 content is less than 0.01%, the deoxidizing effect cannot be obtained. However, if the A 1 content exceeds 0.30%, the toughness and workability of the welded joint are reduced. Therefore, the A1 content is set to 0.01 to 0.30%.
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8
  • Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 7 — 2 7 7 7 1 3 Japanese Patent Laid-Open No. 2 0 7 — 2 7 7 1 3
  • N is an element that is inevitably mixed in when steel is refined.
  • N forms nitrides of T i, A 1 and N b and does not adversely affect workability, but deteriorates the toughness of the weld.
  • the N content must be regulated to not more than 0.0 1%.
  • the manufacturing cost increases. Accordingly, the N content is set to 0.0 0 1 0 to 0.0 1%.
  • T B * (0. 1 1 1 [T i]) / (I n ([B] X 1 0 0 0 0))
  • C 0.0 0 5 to 0.0 1%
  • S i more than 0.3 to 1.0%
  • M n 0.7 0 to 3.0%
  • P 0.1% or less
  • T i 0.0 0 5 to 0.1%
  • N b 0.1% or less
  • B 0.0 0 0 1 to 0.0 0 4%
  • S 0. 0 1 0% or less
  • a 1 0. 0 1 to 0.9 0%
  • N 0.0 0 1 0 to 0.0 1%
  • the hot-rolled sheet was pickled and then cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm. Further, this cold-rolled sheet was annealed at a temperature of 80 ° C. and held for 60 seconds, and this steel sheet was subjected to Fe_N i plating l gZm 2 and then Sn—Z by the flux method. n Plating was performed.
  • the Fe_Ni alloy plating bath used was a nickel plating bath with 100 g / L of iron sulfate added.
  • the flux was Zn C 1 2 -NH 4 C 1 aqueous solution applied by roll coating, and the composition of Zn in the plating bath was 7 wt%.
  • the bath temperature was set to 2 80 and the adhesion amount was adjusted by gas wiping after plating. Furthermore, the steel sheet after the melt-bonding treatment was subjected to a Cr 3 + main treatment to obtain a hot-dip plated steel sheet. Next, the toughness of the wavy seam weld was evaluated using this fused galvanized steel sheet. As shown in Fig. 1, the flanged steel sheets la and 1b were bent into flanges and faced in the shape of a wrinkle, and the opposite part was welded to the welded part 2 (worship-like seam welded part).
  • the la part and 1b part were fixed with chucks, and tensile tests (peel tests) were conducted at various temperatures at a speed of 200 m mZm in.
  • the temperature at which the brittle fracture surface and ductile fracture surface were 50% longer was determined as the ductile brittle transition temperature.
  • Figure 2 shows the concentration of these elements and the ductile brittle transition temperature, with the B content on the horizontal axis and the Ti content on the vertical axis.
  • the ductile brittle transition temperature is preferably 40, which is equal to or less than 40 corresponding to the lowest temperature in a cold region where an automobile is used. Further, the following is preferable at ⁇ 50.
  • Figure 2 shows the effect of Ti and B on the ductile brittle transition temperature.
  • the horizontal axis in Fig. 2 shows the B amount (ppm), and the vertical axis shows the T i amount (%).
  • the value of TB * defined by the following ⁇ A> formula is 0. If it is 0 3 or more, the ductile brittle transition temperature can be reduced to 40 or less. Furthermore, 0.03 5 or more is preferable.
  • T B * (0. 1 1-[T i]) / (I n ([B] X 1 0 0 0 0))
  • Fig. 5 is a photograph showing an example of a fracture surface that was destroyed by impact after a heat treatment test simulating a welded heat affected zone.
  • the amount of Ti is large, the size is about 2 to 3 m.
  • T i N was the starting point of destruction.
  • B increases, the hardness of the weld heat affected zone increases, or the hardened area widens, so it is difficult to deform when a pulling force is applied to the prayer weld as shown in Fig. 1. Because stress concentrates on a part of the reason, it is considered that the stress becomes extremely high locally and lowers the toughness.
  • the value of TB * is set to 0.03 or more, preferably 0.03 5 or more.
  • the upper limit was set to 0.0 6 from the range of T i and B.
  • the inventor of the present application has found that the secondary work brittleness resistance is improved by controlling the P content ([P]) and B content ([B]) to a specific relationship. In the following, we will explain the details of the experiment that found this fact.
  • the inventor of the present application firstly, C: 0.0 0 05 to 0.0 1%, S i: more than 0.3 to 1.0% or less, M n: 0.7 0 to 3.0% P: 0.1% or less, T i: 0. 0 0 5 to 0.1%, N b: 0.1% or less, B: 0. 0 0 0 1 to 0.0 0 4%, S: 0.0 10% or less, A 1: 0.
  • N 0.0 0 1 0 to 0.0 1%
  • Steel whose composition has been changed in the range of 1% is melted in a vacuum melting furnace. After being heated and held at 1 2 0 0 t: for 1 hour, it was hot rolled to a thickness of 3.7 mm at a finishing temperature of 8 80 to 9 10 to obtain a hot rolled sheet.
  • the hot-rolled sheet was pickled and cold-rolled to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • this cold-rolled sheet was annealed in a cycle that was maintained at a temperature of 80 ° C. for 60 seconds, and this steel sheet was subjected to Fe—N i plating lg Zm 2 per side, and then the flux method was applied to Sn — Zn plating was performed.
  • the Fe-Ni alloy plating bath was a Ni-plated watt bath with iron sulfate added at 100 g / L.
  • the flux is Z n Cl 2 — NH 4 Cl l aqueous solution applied by roll application, and the composition of Zn in the plating bath is 7 wt%. Carried out.
  • the bath temperature was 2800, and the adhesion amount was adjusted by gas wiping after plating.
  • the steel sheet after the melt staking treatment was processed mainly with Cr 3 + to obtain a steel sheet with smelting.
  • the secondary work embrittlement temperature was investigated using this fused steel sheet.
  • the secondary work brittleness resistance is reduced to a drawing ratio of 1.9.
  • cylindrical drawing is performed with a punch with an outer diameter of 50 mm, and the drawing cup is used.
  • a weight weighing 5 kg is dropped from the position of lm height, and the lowest temperature at which the cup does not crack ( The secondary processing brittle temperature) was determined.
  • Figure 4 shows the concentration of these elements and the resistance to secondary work brittleness with the B content on the horizontal axis and the P content on the vertical axis.
  • the secondary processing brittleness resistance after forming with a drawing ratio of 1.9 is equivalent to the lowest temperature in cold regions where automobiles are used. It is preferably 1 and 40 or less. Further, it is preferably ⁇ 50 or less.
  • Figure 4 shows the effect of P and B on secondary work embrittlement resistance.
  • the horizontal axis in Fig. 4 shows the B amount (ppm), and the vertical axis shows the P amount (%).
  • the secondary processing brittleness temperature after forming can be reduced to 50 ° C. or below.
  • the inventor of the present application can lower the YP while improving the workability while ensuring the tensile strength. I found out that
  • each element of Cu, Ni, Cr and Mo is set to 0.01 to: 1%.
  • a s is limited to 0.0 1 2%
  • S n is set to 0.0 1 0%
  • P b is set to 0.0 0 4%
  • S b is limited to 0.0 0 4%
  • the total amount of A s, S n, P b and S b is limited to 0.0 2%.
  • the remainder in the fusion-plated steel sheet of the present invention that is, components other than the above-described elements are Fe and inevitable impurities.
  • the tensile strength of 3800 MPa or more and less than 5400 MPa is obtained. It is possible to provide a melt-bonded high-strength steel sheet having press formability applicable to tank applications and excellent in low-temperature toughness, and a method for producing the same. These effects make it possible to increase the strength of the steel plate, improve fuel efficiency by reducing the weight of the car body, and in particular, reduce the weight of the fuel tank and make the car body design more complex. This effect is extremely large industrially.
  • the temperature should be 1 2 4 5 or less and 5 hours or less.
  • coarse T i N leads to a decrease in the toughness of the welded seam weld, so the heating conditions are important along with the above-mentioned limitation of TB *.
  • JP 2 0 0 7-2 7 7 7 1 3 and JP 2 0 0 7-2 7 7 1 4 are techniques for improving the characteristics of the base material. * Depending on the conditions, the toughness of the welded seam weld will be reduced. If the hot rolling finish temperature is lower than the Ar 3 temperature, the workability of the steel sheet is impaired, so the hot rolling finish temperature is set to the Ar 3 temperature or higher.
  • the structure of the steel sheet can be controlled to improve the low temperature toughness. Furthermore, if the coiling temperature after hot rolling exceeds 7500, the strength of the steel sheet after cold rolling annealing will decrease, so the coiling temperature will be 7500 and below.
  • the hot-rolled coil produced by the above method is descaled as necessary, and then cold-rolled at a cold rolling rate of 50% or more to obtain a cold-rolled coil having a predetermined plate thickness. obtain.
  • the cold rolling rate is preferably set to 65 to 80%, whereby a hot-rolled steel sheet having better strength and deep drawing workability can be obtained.
  • the cold rolled coil is annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature.
  • the annealing temperature is lower than the recrystallization temperature, a good texture does not develop and the deep drawing workability deteriorates.
  • the strength of the steel sheet decreases as the annealing temperature increases, it is preferable to perform annealing at 85 ° C. and below.
  • the surface of the cold-rolled coil is melted and squeezed to obtain a squeezed steel sheet.
  • This fusion staking may be performed during cooling after annealing, or may be performed by reheating after annealing.
  • metals that can be melted onto the surface of a cold-rolled coil include Zn, Zn alloy, Al, A1 alloy, Sn-Zn, etc.
  • the layer consists of 1 to 8.8% Zn and the balance is Sn: 91.2 to 99.0% and unavoidable impurities. It is preferably g / m 2 .
  • the reasons for limiting the plating composition are as follows.
  • the reason for limiting the Zn of the plating composition is limited by the balance of corrosion resistance on the inner and outer surfaces of the fuel tank.
  • the outer surface of the fuel tank is painted after the fuel tank is molded because it requires perfect flaw prevention capability. Therefore, although the coating thickness determines the anti-fouling ability, red coral is prevented by the anti-corrosion effect of the inlaid layer as a material. In particular, the anticorrosive effect of this plating layer is extremely important in areas where coating is poor.
  • the potential of the plating layer is lowered to provide sacrificial anticorrosive ability. For this purpose, it is necessary to add 1% by mass or more of Zn.
  • the plated metal When pure Sn or Zn content is less than 1% by mass, the plated metal has no sacrificial anticorrosive ability against the iron from the beginning when exposed to corrosive environment. Pitting corrosion at pinned pinholes on the inner surface of the tank and premature redness on the outer surface of the tank are problems. On the other hand, when Zn is contained in a large amount exceeding 8.8% by mass, Zn is preferentially dissolved, and a large amount of corrosion products are generated in a short period of time, which may cause clogging of the carburetor. is there.
  • the processability of the adhesive layer decreases due to the increase in the Zn content, and good press formability, which is a feature of Sn-based adhesion, is impaired. Furthermore, due to the increased Zn content, the melting point of the adhesive layer increases and the Zn oxide causes a significant decrease in solderability.
  • the Zn content in the Sn-Zn alloy plating in the present invention is in the range of 1 to 8.8 mass%, and 3.0 to 8.8 mass to obtain a more sufficient sacrificial anticorrosive action. % Range is desirable. If the amount of Sn-Zn plating deposited is less than 1 O g Zm 2 per side, good corrosion resistance cannot be secured, and the cost increases when depositing more than 150 g / m 2. In addition, the thickness becomes mottled, resulting in pattern defects, and poor weldability. Therefore, the amount of Sn_Zn plating deposited was set to 10 to 1550 g / m 2 per side.
  • pre-plating of Fe-Ni before plating can improve the corrosion resistance by reducing the wettability of Sn-Zn plating and the primary crystal Sn. It is effective to make it.
  • This pre-plating is an important technology for effectively using Si and Mn, which deteriorate the plating properties, to increase the strength, and is also a feature of the present application.
  • the amount of adhesion per side is preferably 0.2 g / m 2 or more in terms of plating wettability, and the ratio of Ni is preferably 10 to 70% by mass from the viewpoint of refining primary crystals Sn.
  • This cold-rolled sheet was 76 0 to 8 20 0 for 60 seconds.
  • An annealed steel sheet was obtained.
  • This steel plate was plated with l gZm 2 per side by Fe-Ni plating and then Sn_Zn plating by the flux method.
  • the Fe-Ni alloy plating bath used was a Ni-plated plating bath with iron sulfate added at 100 g / L.
  • a Zn C 1 2 -NH 4 C 1 aqueous solution was applied by roll coating, and the composition of Zn in the plating bath was as shown in Table 5.
  • the bath temperature was 2 80 and the adhesion amount (per side) was adjusted as shown in Table 5 by gas wiping after plating.
  • the steel sheet after the melt staking treatment was subjected to a treatment mainly composed of Cr 3 + to obtain the molten Sn—Zn plated steel sheets of the inventive example and the comparative example.
  • Some steel sheets were melted with Zn during cooling after the annealing.
  • the balance in the steel compositions shown in Tables 1 to 4 below is Fe and unavoidable impurities.
  • the underline in the following Tables 1-4 shows that it is outside the scope of the present invention.
  • Tensile properties were measured using JIS No. 5 test specimens taken from each hot-plated steel sheet so that the tensile direction was parallel to the rolling direction, and the tensile strength TS and elongation E 1 were used. evaluated. Then, those having a tensile strength T S of 4 40 MPa or more and an elongation E 1 of 33% or more were regarded as acceptable.
  • JIS No. 5 tensile test specimens were taken from each molten steel plate in three directions parallel to the rolling direction, 45 ° direction, and perpendicular direction, and the r value of each test piece was measured. And the r value parallel to the rolling direction is r.
  • Secondary work brittleness resistance is measured by blanking the hot-bonded steel sheet to a diameter of 95 mm, then the outer diameter. As shown in Fig. 3, the cylinder squeezes with a 50 mm punch, and the squeezing force is placed on a truncated cone of 30 °, and the weight is 5 kg from the height lm position under various temperature conditions. The minimum temperature at which the cup does not crack (secondary work brittleness resistance) was determined. Although the secondary work brittleness temperature varies depending on the thickness of the steel plate and the test method, in this example where the thickness of the cold-rolled steel plate is 1.2 mm, a value of not more than 1550 was accepted.
  • the toughness of the seam welded part is evaluated by bending the flange into the specimen shape shown in Fig. 1, fixing the la and lb parts with a chuck, and performing various tensile tests at a speed of 200 mm / in. Fracture surface after breaking at temperature The temperature at which the brittle fracture surface and ductile fracture surface were 50% longer was determined as the ductile brittle transition temperature. In this example, the following was accepted as 140.
  • the plating property was evaluated by visually observing the surface of each hot-dip steel plate and plating adhesion. Specifically, ⁇ indicates that there is no plating, and X indicates that there is no plating.
  • Corrosion resistance was evaluated by simulating the inner surface of the fuel tank.
  • the corrosion test solution was prepared by adding 1 O vo 1% water to forced-degraded gasoline left in a pressure vessel at 100 0 for 24 hours.
  • a hot-dip steel plate (thickness reduction rate of 15%, 30 mm x 35 mm, end face and back face seals) that has been drawn with a bead is immersed, 4 Corrosion test for 5 t: x 3 weeks was performed, and the amount of Zn ion eluted was measured.
  • the amount of elution was less than 200 ppm, ⁇ , less than 20 to 25 ppm, ⁇ , 25 to 30 ppm was ⁇ , and more than 300 ppm was X.
  • Table 6 The above evaluation results are summarized in Table 6 below.
  • the No. 1 hot dip plated steel sheet of the inventive examples within the scope of the present invention has good plating properties, an elongation E 1 of 36.3%, and an average value of r values.
  • r ave had excellent processing characteristics of 1.6 3, and the secondary work brittleness temperature and ductile brittle transition temperature of the wavy seam weld were good at low temperatures.
  • the melting plated steel sheets of the inventive example within the scope of the present invention has good plating properties, elongation E 1 3 7.0%, and the average value r ave is 1.6 7 r value It had excellent processing characteristics, and the secondary work brittleness resistance and ductile brittle transition temperature of the flared seam weld were good at low temperatures. However, since it is Zn plating, the corrosion resistance is inferior compared to other examples of the present invention.
  • the No. 6 fusion-bonded steel sheets of the inventive examples within the scope of the present invention also have excellent characteristics such as elongation E 1 force S 3 5. 0% and r ave force S 1. 60 which are indexes of workability. In addition, it had excellent properties in terms of plating properties, secondary work brittleness resistance and toughness of the welded seam weld.
  • the No. 7 fusion-bonded steel sheet of the inventive example within the scope of the present invention also has excellent characteristics such as elongation E 1 of 34.0% and rae force S 1.5 6 which is an index of workability. At the same time, it was also excellent in plateability, secondary work brittleness resistance, and toughness in the welded seam weld.
  • No. 9 to No. 20 also had excellent workability, excellent sagability, excellent secondary work brittleness resistance, and excellent interdigital seam weld toughness.
  • the elongation E 1 as an index of workability is 30.4%, and the r value is 1. 1 2 It was low, and the workability was inferior to that of the molten steel plate of the above-mentioned invention example. Furthermore, the toughness of the welded shim weld was also inferior.
  • the No. 22 fused steel sheet is a comparative example in which the Si content is out of the scope of the present invention.
  • This hot-plated steel sheet was unplated during hot welding and had poor plating properties.
  • the No. 23, 3 hot-dip steel sheet has an Mn content exceeding the upper limit of the present invention, and the elongation E 1 and r values, which are indexes of workability, are lower than those of the hot-dip plated steel sheets of the above-mentioned invention examples.
  • the workability was inferior, and the tackiness and toughness of the wavy seam weld were also inferior.
  • No. 24 is a comparative example in which the P content is out of the scope of the present invention, and the secondary work brittleness resistance and the toughness of the seam welded seam weld are the same as those of the above-mentioned inventive examples. It was inferior to the steel plate.
  • the No. 25 melt-plated steel sheet is a comparative example in which the Ti content is less than the range of the present invention. This melt-plated steel sheet had low elongation E 1 and r values and was inferior in workability.
  • the No. 26 melt-plated steel sheet is a comparative example in which the Ti content exceeds the upper limit and T B * falls below the lower limit of the present invention.
  • the hot dip steel sheet had low elongation E 1 and r values, and the toughness of the welded seam welded part was inferior to that of the hot dip steel sheet of the above-mentioned invention.
  • the No. 27 melt-plated steel sheet is a comparative example in which the Nb content is less than the range of the present invention.
  • This melt-plated steel sheet has a low r value and elongation E 1, and does not meet the purpose of the excellent workability of the present invention. Moreover, since it is hot-dip Zn plating, it has poor corrosion resistance compared to other examples of the present invention.
  • the No. 28 melt-plated steel sheet is a comparative example in which the B content is 0.003%, which is less than the lower limit of the present invention.
  • This fused galvanized steel sheet had a secondary work brittleness temperature of 120, which was inferior to the fused galvanized steel sheet of the above-mentioned invention example.
  • Zn mass% of plating is low, it does not have sufficient sacrificial anticorrosive effect and is inferior in external surface corrosion resistance.
  • the No. 29 melt-plated steel sheet is a comparative example in which the B content exceeds the scope of the present invention.
  • This fusion-plated steel sheet had low elongation E 1 and r values, which are indexes of workability, and the ductile brittle transition temperature of the wrinkle-shaped welded joint was high, resulting in poor weld toughness.
  • the Zn mass% of the plating is high, Sn segregation at the eutectic cell grain boundary and the growth of coarse Zn crystals are promoted without the appearance of Sn primary crystals, so the corrosion resistance of both the inner and outer surfaces was reduced. .
  • N o .30 and N o .3 1 fused steel sheets are comparative examples in which the P content exceeds 10 0 X [B] + 0.03.
  • This hot-bonded steel sheet has a secondary work brittleness temperature of 130, which is inferior to the hot-melted steel sheet of the above-mentioned invention example, and has a low toughness for welded shim welds. .
  • the adhesion amount of No. 3 1 was small and the corrosion resistance was inferior, and the adhesion amount of No. 3 30 was large and the surface properties deteriorated, and the weldability deteriorated.
  • N o. 3 2 to N o. 3 8 are A s, S n, P b, or S b A s: 0.0 1 2%, S n: 0.0 1 0%, P b: 0.04%, Sb: 0.04%, or the total amount of these elements exceeded 0.02%. This was a comparative example, and the toughness of the wrinkled seam weld was reduced.
  • No. 35 has a P content exceeding 10 X [B] + 0.0 3 and has poor secondary work brittleness resistance.
  • No. 3 4 has poor corrosion resistance because S i is lower than the lower limit.
  • the present invention especially by making the contents of T i, B, and P within a specific range, the tensile strength of 3 80 MPa or more and less than 5 40 M P.
  • a High-strength steel sheet and its manufacturing method that has press formability applicable to tank applications, has excellent secondary work brittleness resistance, and has a low-temperature toughness with tensile strength of the wrinkled weld. Can be provided.
  • the fuel tank manufactured with the steel plate of the present invention exhibits an excellent effect especially when biofuel is used in automobile fuel.

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Abstract

本発明は、３８０ＭＰａ以上、５４０ＭＰａ未満の引張り強度で、自動車分野、特に燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を有し、優れた耐二次加工脆性および優れたシーム溶接部低温靭性、更には優れためっき性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板およびその製造方法を提供するものであり、本発明のプレス加工用溶融めっき高強度鋼板は、冷延鋼板と、前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めっき層とを有し、前記冷延鋼板は、質量％で、Ｃ：０．０００５～０．００５０％、Ｓｉ：０.３超～１．０％、Ｍｎ：０．７０～２．０％、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１０～０．０５０％、Ｎｂ：０．０１０～０．０４０％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓ：０．０１０％以下、Ａｌ：０．０１～０．９０％、Ｎ：０．００１０～０．０１％を含有し、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｂ含有量（％）を［Ｂ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記＜Ａ＞式により表されるＴＢ*が０．０３以上０．０６以下であると共に、下記＜Ｂ＞式を満足することを特徴とする。ＴＢ*＝（０．１１−［Ｔｉ］）/（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））・・・＜Ａ＞［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３・・・・・＜Ｂ＞

Description

明 細 書 低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板およびその製 造方法 技術分野
本発明は、 自動車および家電等の分野に適用されるプレス加工用 溶融めつき高強度鋼板およびその製造方法に関し、 特に、 自動車の 燃料タンク用途に好適な低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき 高強度鋼板およびその製造方法に関する。 背景技術
近年、 自動車用鋼板においては、 車体重量軽減による燃費向上を 目的として、 高強度化が進んでいる。 燃料タンク用鋼板でも同様に 、 タンクの軽量化および車体デザインの複雑化、 更には燃料タンク の収納設置場所の関係から、 燃料タンク形状の複雑化が進み、 優れ た成形性および高強度化が要求されている。 従来、 このような成形 性と高強度との両立の要望を満足させるために、 極低炭素鋼に T i および N bのような炭窒化物形成元素を添加した I F (Interstiti al Free) 鋼に、 P、 S i および M n等の固溶強化元素を添加した 高強度 I F鋼が開発されてきた。
しかしながら、 燃料タンクに高強度鋼板を使用した場合、 拝み状 シーム溶接部の引張強度が低温で低いという問題がある。 すなわち 鋼板を高強度化しても、 溶接継手強度が鋼板の高強度化に見合った ように高くならないという問題である。 これは、 タンクは、 上下 2 つのカップ状の部品のフランジ部分を溶接して製造され、 タンクの シーム溶接部は図 1のように拝み状形状 （断面視の形状が鋼板のフ ランジが手を合わせて拝むような形状に合わされてシーム溶接され ていること、 以下、 この溶接部を拝み状シ一ム溶接部或いは拝み状 溶接部とも記す。 ） となっており、 特に高強度鋼板の場合には応力 が集中し易く、 靭性が低下して引張強度が低くなる。 このことは、 重要保安部品である燃料タンクが、 低温地域において衝突による衝 撃を受けた場合の耐破壊性に対しての懸念となる。
また、 I F鋼は Cおよび N等を N bまたは T i の炭化物または窒 化物として析出固定するため、 結晶粒界が非常に清浄になり、 成形 後に粒界破壊によって二次加工脆化が 生しゃすくなるという問題 点がある。 また、 高強度 I F鋼の場合 、 固溶強化元素で粒内が強化 され、 相対的な粒界強度の低下が顕著になるため、 二次加工脆化が 促進されるという問題点もある。
更にまた、 ガソリ ンおよびアルコールまたはガソリ ンが劣化して
=±
生じる有機酸に対して、 フィルターの巨 BPまりの原因となる腐食生 成物が生成せず、 孔あき腐食が生じない 板も求められている。 こ の要求に対しては、 従来、 鋼板表面に P b — S n合金、 A 1 — S i 合金、 S n— Z n合金および Z n _ A 1 A
D金めつきを施すことが提 案され、 適用されている。 このため、 基体となる鋼板には、 これら の合金の溶融めつき性が良好であることが必要であ •s。
これらの問題点のうち、 二次加工脆化については 、 発生を回避す るためのいくつかの方法が提案されている (例えば 、 特開平 5— 5
9 4 9 1 号公報および特開平 6 - 5 7 3 7 3号公報参照。 ） 。 例え ば、 特開平 5— 5 9 4 9 1号公報では、 粒界偏析による耐二次加工 脆化の劣化を回避するため、 T i 添加 I F鋼をベースに、 P含有量 をできるだけ低減させ、 その分、 M n 、 S i を多量に添加すること で、 耐二次加工脆性に優れた高張力鋼板を得る技術が提案されてい る。 また、 特開平 6 — 5 7 3 7 3号公報では、 極低炭素鋼板を使用 し、 T i および N bに加えて Bを添加することで、 粒界強度を上昇 させ、 耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。 この特開平 6 — 5 7 3 7 3号公報に記載の技術では、 耐二次加工脆性の向上お よびオーステナイ ト粒の再結晶の遅れに伴う熱間圧延時の負荷の增 大防止を目的として、 B含有量を最適化している。
また、 溶接性を改善する目的でもいくつかの提案がなされている (例えば、 特開平 7 — 1 8 8 7 7 7号公報、 特開平 8 — 2 9 1 3 6 4号公報、 特開 2 0 0 1 — 2 8 8 5 3 4号公報参照。 ） 。 例えば、 特開平 7 — 1 8 8 7 7 7号公報
に記載の技術は、 T i および または N bを添加した極低炭素鋼板 を焼鈍時に浸炭し、 表層にマルテンサイ 卜およびべィナイ ト組織を 形成し、 スポッ ト溶接性を向上しょうとするものである。 また、 特 開平 8 — 2 9 1 3 6 4号公報に記載の技術は、 極低炭素鋼に C uを 添加し、 溶接時の熱影響部を広くすることにより、 スポッ ト溶接継 手強度を高めようとするものである。 更に、 特開 2 0 0 1 — 2 8 8 5 3 4号公報に記載の技術は、 鋼に M gを添加して鋼板中に M g酸 化物および Zまたは M g硫化物を生成させる.ことにより、 ピニング 効果により、 溶接部、 熱影響部の細粒化を図り、 溶接部の疲労強度 の劣化を防止する技術であり、 鉄と鋼第 6 5号 （ 1 9 7 9 ) 第 8号 1 2 3 2頁には、 厚鋼板で T i Nを微細分散させて溶接部熱影響部 の靭胜を改善する技術が開示されている。
更に、 高強度鋼板の溶融めつき性を改善する目的の技術もいくつ か提案されている （特開平 5— 2 5 5 8 0 7号公報および特開平 7 — 2 7 8 7 4 5号公報参照） 。 例えば、 特開平 5— 2 5 5 8 0 7号 公報に記載の溶融亜鉛めつき高強度冷延鋼板では、 溶融めつき性を 阻害する Sの含有量を 0. 0 3質量％以下および Pの含有量を 0. 0 1〜 0. 1 2 %に制限する一方で、 強化元素として M nおよび C r を積極的に添加している。 また、 特開平 7 — 2 7 8 7 4 5号公報 に記載の高張力合金化亜鉛めつき鋼板では、 S i含有量と M n含有 量との相互関係を特定の範囲内とすることにより、 溶融合金 Z nめ つき性の改善を図っている。
耐二次加工脆性改善のため、 B添加し M n— Pの添加バランスを 最適化することにより高強度で耐二次加工脆性の優れた鋼板を提供 するものもある （特開 2 0 0 0 — 1 9 2 1 8 8号公報） 。 また、 耐 二次加工脆性改善のため、 B， T i ， N bを添加する技術も開示さ れている （特開平 6 — 2 5 6 9 0 0号公報） 。 更に、 タンク特有の 拝み状溶接部の引張強度改善のための溶接方法に関する技術 （特開 2 0 0 7— 1 1 9 8 0 8号公報） や深絞り用、 プレス加工用高強度 鋼板に関する技術 （特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9号公報、 特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8号公報、 特開 2 0 0 7 — 2 7 7 7 1 3号公報、 特開 2 0 0 7 — 2 7 7 7 1 4号公報） も開示されている。 発明の開示
しかしながら、 前述した従来の技術には以下に示す問題点がある 。 即ち、 特開平 5— 5 9 4 9 1号公報および特開平 6 — 5 7 3 7 3 号公報に記載の方法で作製された鋼板は、 加工性は良好であるが、 燃料タンクのように厳しい条件でプレス成形加工を行う と耐二次加 ェ脆性が不十分となり、 更に、 この冷延鋼板を溶接した溶接継手の 拝み状溶接部の強度が低いという問題点がある。
また、 特開平 7 — 1 8 8 7 7 7号公報に記載の方法は、 焼鈍中に 浸炭するが、 実際の製造設備では通板速度、 雰囲気ガス組成および 温度が一定でないため、 浸炭量が変化し、 製造される鋼板の間で材 質のバラツキが大きくなり、 安定した鋼板の製造が困難であるとい う問題点がある。 更に、 特開平 8 — 2 9 1 3 6 4号公報に記載の方法は C uを多量 に添加するため、 C uによる表面欠陥が多発し、 歩留まりが低下す るという問題点がある。
更にまた、 特開 2 0 0 1 — 2 8 8 5 3 4号公報や鉄と鋼第 6 5号 ( 1 9 7 9 ) 第 8号 1 2 3 2頁に記載の方法は、 比較的溶接後の冷 却速度が遅いアーク溶接等では効果があるが、 冷却速度が速いシー ム溶接等で'はその効果が認められないという問題点があり、 また、 特開 2 0 0 1 — 2 8 8 5 3 4号公報や鉄と鋼第 6 5号 （ 1 9 7 9 ) 第 8号 1 2 3 2頁に記載の厚鋼板と燃料タンクに使用する薄鋼板と では成分も異なり、 更には溶接部の形状も異なるため即適用できる 技術とは言えない。
更にまた、 特開平 5— 2 5 5 8 0 7号公報および特開平 7 — 2 7 8 7 4 5号公報に記載の鋼板は、 溶融亜鉛めつき性は良好であるが 、 溶接性および耐二次加工脆性が不十分であるという問題点がある 特開 2 0 0 0— 1 9 2 1 8 8号公報は、 強度確保のため Pを多量 に添加していることと Pと Bのバランスが最適でないため、 十分な 低温靭性を得られないという欠点がある。
特開平 6 — 2 5 6 9 0 0号公報は、 成形性向上のため多量の T i を使用しており、 溶接部の強度や靭性を十分確保することができな く、 また、 T i の添加量が適当でも N bが少ないため加工性を十分 確保できない問題がある。
特開 2 0 0 7 — 1 1 9 8 0 8号公報はレーザー溶接を用いて改善 する技術であり、 燃料タンク製造に使用されているシーム溶接では 適用困難であり、 また、 母材特性改善による溶接部特性改善技術に は言及されていない。
特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9号公報ゃ特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8号公報は、 母材特性改善のための技術ではあるが、 耐食性が低く 、 加えて条件によっては拝み状シ一ム溶接部の靭性が低く、 製鋼コ ス 卜が高く加工性が低いという問題がある。
また、 特開 2 0 0 7 — 2 7 7 7 1 3号公報、 特開 2 0 0 7 — 2 7 7 7 1 4号公報は条件によっては拝み状シーム溶接部の靭性が低く 、 加えて特開 2 0 0 7 - 2 7 7 7 1 3号公報では加工性の低下を招 く といった問題もある。
以上のように従来知見には耐二次加工脆性を向上させるものや、 厚鋼板分野での溶接部靭性改善技術はある。 しかしながら、 燃料夕 ンクは、 製造工程において、 プレスといった加工工程があり、 シー ム溶接といった熱処理工程があるため、 母材の特性のみならず、 加 ェ後、 熱処理後の特性も重要となる。 すなわち高強度鋼を用いた場 合、 一般的に靱性は低下するため、 耐二次加工脆性と溶接部靱性が 同時に重要となる。 更に表面はめつきして製品となるため、 めっき 性や耐食性も重要となる。
しかしながら、 従来技術では、 以上の全ての項目を同時に向上さ せる技術が上述したようになかった。 特に、 薄鋼板をプレス加工し 製造した上面と下面をシーム溶接した部分、 すなわち、 拝み状接合 部の引張強度に影響を及ぼす溶接部靱性を向上させる技術はなかつ た。
本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであり、 その課題と するところは、 3 8 0 M P a以上、 5 4 0 M P a未満の引張り強度 で、 自動車分野、 特に燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を 有し、 優れた耐二次加工脆性および優れたシーム溶接部低温靭性、 更には優れためつき性を有するプレス加工用溶融めつき高強度鋼板 およびその製造方法を提供することにある。
また、 近年、 C〇 2 削減の観点から、 バイオ燃料の使用が拡大し ているが、 燃料タンク用素材を選択する上で次のような課題が生じ ている。
即ち、 従来、 Z nめっき鋼板を用いると、 バイオ燃料の内、 特に バイオディーゼル燃料を用いた場合には、 Z nめっきが溶けやすく 、 コモンレールなどにすすが溜まり、 インジェクターが詰まるとい う課題があった。 一方、 A 1 めっき鋼板をバイオガソリ ンに用いる とガソリンに含まれるアルコールにより A .1 めっきが溶けるという 課題があった。 また、 燃料タンクにブラスティ ックを用いると、 バ ィォディーゼルやバイオガソリンが燃料タンクに染み込んだり、 燃 料タンクから漏れ出すという課題があった。 特にこれらの課題は、 バイオ燃料が従来の燃料に比べて、 燃料が分解すると酸を生成する 為に従来よりも酸性が強くなることが主な原因となっていた。 課題を解決するための手段
本発明は、 前述の課題を解決するために燃料タンクに特有の拝み 状シーム溶接部の靭性および耐二次加工脆性に及ぼす T i 、 B、 P の影響について、 並びにめつき性について検討の結果なされたもの であり、 その要旨とするところは特許請求の範囲に記載されたとお りの下記内容である。
( 1 ) 冷延鋼板と、 前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めつき層 とを有し、
刖記冷延鋼板は、 質量％で 、
C ： 0 . 0 0 0 5 〜 0 . 0 0 5 0
S i ： 0 . 3超〜 1 . 0 %、
M n ： 0 . 7 0 〜 2 . 0 % 、
P ： 0 . 0 5 %以下、
T i ： 0 . 0 1 0 〜 0 . 0 5 0 % N b : 0. 0 1 0〜 0. 0 4 0 %、
B : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %、
S : 0. 0 1 0 %以下、
A 1 : 0. 0 1〜 0. 3 0 %、
N : 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %を含有し、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなり、
T i含有量 （％) を [T i ] 、 B含有量 （％) を [B ] 、 P含有 量 （％) を [P ] としたとき、 下記 <A>式により表される T B * が 0. 0 3以上 0. 0 6以下であると共に、 下記 < B >式を満足す ることを特徴とする低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強 度鋼板。
T B * = ( 0 [T i ] ) / ( I n ( [ B ] X 1 0 0 0 0 )
• · • < A>
[P ] < 1 0 X 0 3 <B>
( 2 ) 記冷延 %で さらに、
C u 0. 0 1 %、
N i 0. 0 1 %、
C r 0. 0 1 %、
M o 0. 0 %のうち 種または 2種以上を含有する ことを特徴とする （ 1 ) に記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶 融めっき高強度鋼板。
( 3 ) 前記冷延鋼板は、 A s 、 S n、 P b、 S bの各元素が質量％ で以下の量を超えて含有しないことを、 かつ、 これら元素の総量が 0. 0 2 %を超えて含有しないことを特徴とする （ 1 )または （ 2 ) に記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
A s ： 0. 0 1 2 %
S n ： 0. 0 1 0 % P b ： 0. 0 0 4 %
S b : 0. 0 0 4 %
( 4 ) 前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めつき層が、 1〜 8. 8 %の Z nと残部が S n : 9 1. 2〜 9 9. 0 %および不可避的不 純物からなり、 そのめつき付着量が片面当り 1 0〜 1 5 0 g Zm2 であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれか 1項に記載の低 温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
( 5 ) 絞り比が 1. 9で成形加工した後の耐二次加工脆性温度が一 5 0で以下であることを特徴とする （ 1 ) 〜 （ 4 ) のいずれか 1項 に記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
( 6 ) 拝み状シーム溶接部の引張試験での延性脆性遷移温度が一 4 0で以下である （ 1 ) 〜 （ 5 ) のいずれか 1項に記載の低温靭性に 優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
( 7 ) ( 1 ) 〜 （ 3 ) のいずれか 1項に記載の成分組成の溶鋼を連 続铸造してスラブを得る工程と、 前記スラブを、 加熱が 1 0 5 O t: 以上 1 2 4 5で以下で 5時間以内、 仕上げ温度が A r 3 温度以上 9
1 0 以下、 巻取り温度が 7 δ 0で以下の条件で、 熱間圧延して熱 延コイルを得る工程と、 前記熱延コイルを 5 0 %以上の冷延率で冷 間圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、 前記冷延コイル を再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、 その後コイル表面に溶 融めっきを施す工程とを有することを特徴とする低温靱性に優れた プレス加工用溶融めつき高強度鋼板の製造方法。
( 8 ) 前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、 その後コイル表面に ：！ 〜 8. 8 %の Z nと S n : 9 1. 2〜 9 9 % および不可避的不純物からなり、 そのめつき付着量が片面当り 1 0 〜 1 5 0 /m 2 であるように溶融めつきを施す工程を有すること を特徴とする （ 7 ) に記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶融め つき高強度鋼板の製造方法。
( 9 ) 溶融めつきを施す前に、 F e — N i のプレめっきを施すこと を特徴とする （ 7 ) または （ 8 ) に記載の低温靭性に優れたプレス 加工用溶融めつき高強度鋼板の製造方法。 図面の簡単な説明
図 1は、 ピール試験方法における拝み状シーム溶接部を形成し た試験片を示す断面図である。
図 2は、 拝み状シーム溶接部の延性脆性遷移温度に及ぼす T i 、 Bの影響を示す図である。
図 3は、 耐二次加工脆性評価試験方法を示す図である。
図 4は、 耐二次加工脆性に及ぼす P , Bの影響を示す図である 図 5は、 溶接熱影響部を模擬した熱処理試験後に衝撃を与えて 破壊した破面の一例を示す写真である。 発明を実施するための最良の形態
以下、 本発明を実施するための最良の形態について、 詳細に説明 する。 なお、 以下の説明においては、 組成における質量％は、 単に %と記載する。
本願発明者は、 従来技術では極めて困難であつた優れたプレス成 形性を有し、 優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部の引張強度、 更 には優れためつき性を有する低温靱性に優れたプレス加工用溶融め つき高強度鋼板を得るため、 鋭意検討を重ねた。 その結果、 特に T i 、 B、 Pの含有量を特定範囲内にすることにより、 3 8 0 M P a 以上、 5 4 0 M P a未満の引張り強度で、 自動車分野、 特に燃料夕 ンク用途に適用可能なプレス成形性を有し、 優れた耐二次加工脆性 と拝み状溶接部の引張強度、 更には優れためつき性を実現できるこ とを見出し、 本発明に至った。
即ち、 本発明のプレス加工用溶融めつき高強度鋼板 （以下、 単に 溶融めつき鋼板という） は、 冷延鋼板と、 前記冷延鋼板の表面に形 成された溶融めつき層とを有し、 前記冷延鋼板は、 質量％で、 C ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、 S i ： 0. 3超〜 1. 0 %以下、 M n ： 0. 7 0〜 2. 0 %、 P ： 0. 0 5 %以下、 T i : 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %、 N b ： 0. 0 1 0〜 0. 0 4 0 %、 B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %、 S ： 0. 0 1 0 %以下、 A 1 : 0. 0 1 〜 0. 9 0 %、 N : 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %を含有し、 残部が Fe および不可避的不純物からなり、 T i含有量 （％) を [T i ] 、 B 含有量 （％) を [B] 、 P含有量 （％) を [P ] としたとき、 下記 <A>式により表される T B * が 0. 0 3以上であると共に、 下記 < B >式を満足することを特徴とする。
T B * = ( 0. 1 1 — [T i ] ) / ( 1 n ( [B ] X 1 0 0 0 0 ) ) · · · < A>
[ P ] ≤ 1 0 X [ B ] + 0. 0 3 < B >
先ず、 本発明の溶融めつき鋼板における数値限定理由について説 明する。
< C ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %>
Cは、 本発明において極めて重要な元素である。 具体的には、 C は、 N bおよび T i と結合して炭化物を形成し、 高強度化を達成す るために極めて有効な元素である。 しかしながら、 C含有量が 0. 0 0 5 0 %を超えると、 Cの固定に必要な T i および N bを添加し たとしても加工性が低下すると共に、 シーム溶接およびレーザ溶接 における拝み状シーム溶接部靭性が低下する。 一方、 本発明の溶融 めっき鋼板においては、 C含有量が低くても、 他の強化方法で補う ことができるが、 C含有量が 0. 0 0 0 5 %未満の場合、 強度確保 が困難になる:と共に、 製鋼時の脱炭コス トが上昇する。 よって、 C 含有量は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %とする。 また、 極めて高い 加工性および溶接部靭性が要求される場合には、 C含有量を 0. 0
0 3 0 %以下とすることが好ましい。
< S i ： 0. 3超〜 1. 0 % >
S i は固溶強化元素として、 高強度化するために有効な元素であ ることに加え、 本願発明者は、 1 を 0. 3 %超、 好ましくは 0. 5 %以上添加することにより、 溶融 S n— Z nめっき後の耐食性が 向上することを知見した。 その理由は、 めっきの凝固組織が微細と なることに起因するが、 これは、 表面 S i が酸化した S i O 2が、 表面を完全に層状に被覆しているわけではなく、 表面に不均一に分 布しており、 これが、 溶融 S n— Z nめっきの凝固過程で S n初晶 の核生成サイ トとなり核生成サイ ト数が増加するために、 腐食電位 が低く犠牲防食の役目を果たす Z nが微細化する。 このため、 腐食 電位が貴な S nが Z nを十分包み込むため耐食性が向上する。 よつ て、 下限を 0. 3 %とする。 好ましくは 0. 5 %以上が好ましい。 特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9号公報ゃ特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8 号公報で耐食性が低い理由は S i が低いためと推定される。 しかし ながら、 S i含有量が過多になると、 具体的には、 S i含有量が 1 . 0 %を超えると、 その他の条件は本発明の範囲内であったとして も溶融めつき性が損なわれる。 よって、 S i含有量の上限は 1. 0 %とする。
バイォ燃料は腐食性が強く、 耐食性の向上はバイォ燃料用夕ンク として大変有効である。
<M n ： 0. 7 0〜 2. 0 % >
M nは、 S i と同様に固溶強化により鋼板強度を高める元素であ り、 耐二次加工脆性、 溶接部靭性および溶融めつき性の向上を目的 とした本発明の溶融めつき鋼板を高強度化するために重要な元素の
1つである。 M nには、 組織を微細化して高強度化する機構と、 固 溶強化による高強度化機構とがあるが、 M n含有量が 0. 7 0 %未 満の場合、 その添加効果が得られず、 また他の元素で補完した場合 は、 耐二次加工脆性、 溶接部靭性および溶融めつき性.の全ての項目 で目標を達成することができない。 一方、 M nの含有量が 2. 0 % を超えると、 深絞り性の指標である r値の面内異方性が大きくなり 、 プレス成形性が損なわれると共に、 鋼板の表面に M n酸化物が生 成し、 溶融めつき性が損なわれる。 よって、 M n含有量は 0. 7 0 〜 2. 0 %とする。 また、 M n含有量を 1. 0 %以上とすることに より、 熱延仕上げ温度を 9 1 0で以下にしても鋼板の組織を維持す ることができるので M n含有量は 1. 0〜 2. 0 %が好ましい。 < P ： 0. 0 5 %以下 >
Pは、 添加しても加工性の劣化が少なく、 固溶強化で高強度化に 有効な元素である。 しかしながら、 Pは、 粒界に偏析して耐二次加 ェ脆性を劣化させると共に、 溶接部に凝固偏析を生じ、 拝み状シー ム溶接部靭性を劣化させる元素でもある。 また、 Pは、 溶融めつき 時までの熱履歴により、 鋼板の表面に偏祈し、 溶融めつき性も劣化 させる。 具体的には、 P含有量が 0. 0 5 %を超えると、 これらの 偏祈が生じる。 よって、 P含有量は 0. 0.5 %以下に規制する。 な お、 P含有量の下限値は特に規定する必要はないが、 P含有量を 0 . 0 0 5 %未満にすると、 精鍊コス トが高くなるので P含有量は 0 . 0 0 5 %以上とすることが好ましい。 また、 強度確保の観点から は 0. 0 2 %以上が好ましい。
<T i : 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %〉
T i は、 Cおよび Nとの親和力が強く、 凝固時または熱間圧延時 に炭窒化物を形成し、 鋼中に固溶している. Cおよび Nを低減して、 加工性を高める効果がある。 しかしながら、 T i含有量が 0. 0 1 0 %未満では、 この効果が得られない。 一方、 T i含有量が 0. 0 5 0 %を超えると、 溶接継手の溶接部の強度および靭性、 即ち、 拝 み状シーム溶接部靭性が劣化する。 よって、 T i含有量は 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %とする。
< N b ： 0. 0 1 0〜 0. 0 4 0 %>
N bは、 T i と同様に Cおよび Nとの親和力が強く、 凝固時また は熱間圧延時に炭窒化物を形成し、 鋼中に固溶している Cおよび N を低減して、 加工性を高める効果がある。 しかしながら、 N b含有 量が 0. 0 1 0 %未満の場合、 この効果が得られない。 一方、 N b 含有量が 0. 0 4 0 %を超えると、 再結晶温度が高くなり、 高温焼 鈍が必要になると共に、 溶接継手の溶接部の靱性が劣化する。 よつ て、 N b含有量は 0. 0 1 0〜 0. 0 4 0 %とする。
< B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %>
Bは、 粒界に偏析することにより、 粒界強度を高め、 耐二次加工 脆性を良好にする元素である。 しかしながら、 B含有量が 0. 0 0 0 5 %未満の場合、 その効果が得られない。
一方、 B含有量が 0. 0 0 3 0 %を超えると、 溶接時に Bがァ粒 界に偏祈してフェライ ト変態を抑制し、 溶接部およびその熱影響部 の組織が低温変態生成組織となるため、 この溶接部および熱影響部 が硬質化すると共に靭性が劣化し、 その結果、 拝み状シーム溶接 部靭性が劣化する。
また、 多量に Bを添加すると、 熱間圧延時におけるフェライ ト変 態も抑制され、 低温変態生成組織の熱延鋼板となるため、 熱延鋼板 の強度が高くなり、 冷間圧延時の負荷が高くなる。 更に、 B含有量 が 0. 0 0 3 0 %を超えると、 再結晶温度が高くなり、 高温での焼 鈍が必要となるため、 製造コス トの上昇を招く と共に、 深絞り性の 指標である r値の面内異方性が大きくなり、 プレス成形性が劣化す る。 よって、 B含有量は 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %とする。 な お、 B含有量の好ましい範囲は、 前述した理由から 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 1 5 %である。
< S ： 0. 0 1 0 %以下〉
Sは、 鋼の精鍊時に不可避的に混入する不純物であり、 M nおよ び T i と結合して析出物を形成し、 加工性を劣化させるため、 S含 有量は 0. 0 1 0 %以下に規制する。 なお、 S含有量を 0. 0 0 0 1 %未満に低減するには製造コス 卜が高くなるため、 S含有量は 0 . 0 0 0 1 %以上とすることが好ましい。
< A 1 ： 0. 0 1〜 0. 3 0 %>
A 1 は、 鋼の精鍊時に脱酸材として使用される元素であるが、 A 1含有量が 0. 0 1 %未満では脱酸効果が得られない。 しかしなが ら、 A 1 含有量が 0. 3 0 %を超えると、 拝み状シ一ム溶接部の靱 性の低下や加工性の低下を招く。 よって、 A 1含有量は 0. 0 1〜 0. 3 0 %とする。 特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 9号公報、 特開 2 0 0 7 — 1 6 9 7 3 8号公報、 特開 2 0 0 7 — 2 7 7 7 1 3号公報で は A 1 が高いために溶接部靭性の低下と加工性の低下を招く といつ た問題がある。
< N ： 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %〉
Nは、 鋼の精鍊時に不可避的に混入する元素である。 また、 Nは 、 T i 、 A 1 および N bの窒化物を形成し、 加工性には悪影響を及 ぼさないが、 溶接部靭性を劣化させる。 このため、 N含有量は 0. 0 1 %以下に規制する必要がある。 一方、 N含有量を 0. 0 0 1 0 %未満に低減するには、 製造コス トが高くなる。 よって、 N含有量 は 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %とする。 < T B * : 0. 0 3以上 >
T B * = ( 0. 1 1 一 [T i ] ) / ( I n ( [ B ] X 1 0 0 0 0 ) ) · · · < A>
本願発明者は、 T i含有量 （ [T i ] ) と B含有量 （ [B] ) と したとき、 上記 <A>式により規定される T B * の値が小さくなる と、 拝み状シーム溶接部の引張強度が低下することを見出した。 こ の T B * の値が 0. 0 3以下の場合、 低温における引張強度の低下 が顕著となる。 この理由は、 低温靭性が低下し、 脆性破壊すること に起因している。
以下、 本願発明者がこの事実を知見した実験内容について説明す る。
本願発明者は、 先ず、 C : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 S i ： 0 . 3超〜 1. 0 %以下、 M n : 0. 7 0〜 3. 0 % , P ： 0. 1 % 以下、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、 N b ： 0. 1 %以下、 B : 0 . 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 %、 S ： 0. 0 1 0 %以下、 A 1 : 0. 0 1〜 0. 9 0 %、 N : 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %の範囲で組成を変 化させた鋼を、 真空溶解炉で溶製し、 1 2 0 0でで 1時間に加熱保 持した後、 仕上げ温度を 8 8 0〜 9 1 0 と して、 3. 7 mmの厚 さまで熱間圧延して熱延板とした。 次に、 この熱延板を酸洗いした 後、 冷間圧延し、 厚さが 1. 2 mmの冷延板と した。 更に、 この冷 延板を、 8 0 0での温度で 6 0秒間保持するサイクルで焼鈍し、 こ の鋼板に F e _ N i めっきを l gZm2 施した後、 フラックス法で S n— Z nめっきを行った。 F e _ N i 合金めつき浴は Ni めっき のヮッ 卜浴に対して、 硫酸鉄を 1 0 0 g/L添加したものを使用 した 。 フラックスは Z n C 12 - N H4 C 1 水溶液をロール塗布して使 用し、 めっき浴の Z nの組成は 7 w t %で実施した。 浴温は 2 8 0 とし、 めっき後ガスワイ ビングによりめつき付着量を調整した。 更に、 溶融めつき処理後の鋼板に、 C r 3 + 主体の処理を施し、 溶 融めっき鋼板とした。 次に、 この溶融めつき鋼板を用いて、 拝み状 シーム溶接部の靭性を評価した。 評価は、 溶融めつき鋼板 l a， 1 bを図 1 に示すようにフランジ曲げ加工し、 拝み状に対向させ、 こ の対向部をシ一ム溶接して溶接部 2 (拝み状シーム溶接部） を形成 した試験片を用い、 l a部、 1 b部をチャ ック.で固定して 2 0 0 m mZm i n . の速度で引張試験 （ピール試験） を種々の温度で行な い、 破断後の破面を調査し、 脆性破面と延性破面が 5 0 %ずっとな る温度を延性脆性遷移温度と して求めた。 図 2は、 横軸に B含有量 をとり、 縦軸に T i含有量をとつて、 これらの元素濃度と延性脆性 遷移温度を示す図である。 延性脆性遷移温度は自動車が使用される 寒冷地での最低気温相当の一 4 0で以下であることが好ましい。 更 には— 5 0で以下が好ましい。
図 2は、 T i ， Bの延性脆性遷移温度に及ぼす影響を示す図であ る。
図 2における横軸は B量 （ p p m) を示し、 縦軸は T i 量 （％) を示" 5 。
図 2に示すように、 T i含有量 （％) を [T i ] 、 B含有量 （％ ) を [B] としたとき、 下記 < A>式により規定される T B * の値 が 0. 0 3以上であれば延性脆性遷移温度を一 4 0で以下にするこ とができる。 更には 0. 0 3 5以上が好ましい。
T B * = ( 0. 1 1 - [T i ] ) / ( I n ( [ B ] X 1 0 0 0 0 ) ) · · · < A>
以上の結果の理由は以下のように推定される。 一つ目に T i 濃度 が高い場合、 T i Nが生成して破壊の起点となる。 図 5は溶接熱影 響部を模擬した熱処理試験後に衝撃を与えて破壊した破面の一例を 示す写真であるが、 T i 量が多い場合、 2〜 3 m程度の大きさの T i Nが破壊起点となっていた。 二つ目に Bが増えると溶接熱影響 部の硬度が上昇、 あるいは、 硬化領域が広がるため、 図 1 のような 拝み状溶接部に引っ張り力が作用した場合に変形しにく く、 この原 理で応力が一部に集中するために、 局部的に非常に応力が高くなり 、 靭性を低下させると考えられる。 以上の実験結果と推論から、 本 発明においては、 T B * の値を 0. 0 3以上好ましく は 0. 0 3 5 以上とする。 上限は T i 、 Bの範囲から 0. 0 6 とした。
< [ P ] ≤ 1 0 X [ B ] + 0. 0 3 < B >>
本願発明者は、 P含有量 （ [P ] ) 、 B含有量 （ [B] ) を特定 の関係に制御することにより、 耐二次加工脆性が良好となることを 知見した。 以下、 この事実を知見した実験内容について説明する。 本願発明者は、 先ず、 C : 0. 0 0 0 5〜 0. 0 1 %、 S i ： 0 . 3超〜 1. 0 %以下、 M n : 0. 7 0〜 3. 0 % P ： 0. 1 % 以下、 T i : 0. 0 0 5〜 0. 1 %、 N b ： 0. 1 %以下、 B : 0 . 0 0 0 1〜 0. 0 0 4 %、 S ： 0. 0 1 0 %以下、 A 1 : 0. 0 1〜 0. 9 0 %、 N : 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %の範囲で組成を変 化させた鋼を、 真空溶解炉で溶製し、 1 2 0 0 t:で 1時間に加熱保 持した後、 仕上げ温度を 8 8 0〜 9 1 0 として、 3. 7 mmの厚 さまで熱間圧延して熱延板とした。
次に、 この熱延板を酸洗いした後、 冷間圧延し、 厚さが 1. 2 m mの冷延板とした。
更に、 この冷延板を、 8 0 0での温度で 6 0秒間保持するサイク ルで焼鈍し、 この鋼板に F e — N i めっきを片面当り l g Zm2 施 した後、 フラックス法で S n— Z nめっきを行った。 F e — N i 合 金めつき浴は N i めっきのワッ ト浴に対して、 硫酸鉄を 1 0 0 g/ L添加したものを使用 した。 フラックスは Z n C l 2— NH4 C l 水 溶液をロール塗布して使用 し、 めっき浴の Z nの組成は 7 w t %で 実施した。 浴温は 2 8 0でとし、 めっき後ガスワイ ビングによりめ つき付着量を調整した。 更に、 溶融めつき処理後の鋼板に、 C r 3 + 主体の処理を施し、 溶融めつき鋼板と した。
次に、 この溶融めつき鋼板を用いて、 耐二次加工脆性温度を調査 した。 耐二次加工脆性は、 絞り比 1. 9 になるように、 溶融めつき 鋼板を直径 9 5 m mにブランキングした後、 外径が 5 0 mmのボン チで円筒絞り を行い、 その絞りカップを図 3に示すように、 3 0 ° の円錐台に載せ、 種々の温度条件下で、 高さ l m位置から重さ 5 k gの錘を落下させて、 カップに割れが発生しない最低の温度 （耐ニ 次加工脆性温度） を求めた。 図 4は、 横軸に B含有量をと り、 縦 軸に P含有量をとつて、 これらの元素濃度と耐二次加工脆性温度を 示す図である。 タンク材の加工は通常絞り比 1. 9相当以下である ため、 絞り比が 1. 9で成形加工した後の耐二次加工脆性温度が自 動車が使用される寒冷地での最低気温相当の一 4 0で以下であるこ とが好ましい。 更には— 5 0 以下が好ましい。
図 4は、 P , Bの耐二次加工脆性に及ぼす影響を示す図である。 図 4における横軸は B量 （ p p m) を示し、 縦軸は P量 （％) を 示す。
図 4に示すように、 P含有量 （％) を [P ] 、 B含有量 （％) を [B] としたとき、 下記 < B〉式を満足することにより、 絞り比が 1. 9で成形加工した後の耐二次加工脆性温度を一 5 0で以下にす ることができる。
[P] ≤ 1 0 X [B] + 0. 0 3 < B >
< C u ： 0. 0 1〜 l %、 N i : 0. 0 1〜 l %、 C r : 0. 0 1 〜 1 %、 M o ： 0. 0 0 1〜 ：！ ％>
本願発明者は、 C u、 N i 、 C r、 M oを有効に活用するこ ^に より、 引っ張り強度を確保しつつ Y Pを低めにし、 加工性を向上さ せることを知見した。
しかしながら、 C u、 N i 、 C r は 0. 0 1 %未満では、 この効 果は得られない。 M oは 0. 0 0 1 %未満ではこの効果が得られな い。 一方、 1 %を超えると合金コス ト高になるとともに耐二次加工 脆性や拝み状溶接部靭性の低下を招く。 よって、 C u、 N i 、 C r 、 M oの各元素は 0. 0 1〜 ： 1 %とする。
< A s ≤ 0. 0 1 2 %、 S n≤ 0. 0 1 0 %、 P b≤ 0. 0 0 4 % 、 S b≤ 0. 0 0 4 %、 A s + S n + P b + S b≤ 0. 0 2 % > 本願発明者は、 粒界に偏析し易い A sが 0. 0 1 2 %を超えた場 合、 また S nが 0. 0 1 0 %を超えた場合、 また P b力 0. 0 0 4 %を超えた場合、 また S bが 0. 0 0 4 %が超えた場合、 またこれ ら A s 、 S n、 P b、 S bの総量が 0. 0 2 %を超えた場合に、 拝 み状溶接部の靭性が低下することを知見した。 よって、 A s は 0. 0 1 2 %を、 S nは 0. 0 1 0 %を、 P bは 0. 0 0 4 %を、 S b は 0. 0 0 4 %を上限として制限する、 A s、 S n、 P b、 S bの 総量は 0. 0 2 %を上限として制限する。
なお、 本発明の溶融めつき鋼板における残部、 即ち、 上述した各 元素以外の成分は、 F eおよび不可避的不純物である。
本発明の溶融めつき鋼板においては、 以上のように元素含有量を 特定範囲内にすることにより、 3 8 0 M P a以上、 5 4 0 M P a未 満の引張り強度で、 自動車分野、 特に燃料タンク用途に適用可能な プレス成形性を有し、 低温靭性に優れた溶融めつき高強度鋼板およ びその製造方法を提供することができる。 これらの効果により、 鋼 板の高強度化が可能.となり、 自動車の車体重量軽減による燃費向上 が可能となり、 とりわけ、 燃料タンクの軽量化、 車体デザイ ンの複 雑化が可能となる。 この効果は工業的には極めて大きい。
次に、 本発明の溶融めつき鋼板の製造方法について説明する。 本 発明の溶融めつき鋼板を製造する際は、 先ず上述した鋼組成となる ように調整した原料を転炉または電気炉に投入し、 真空脱ガス処理 を行ってスラブにする。 次に、 このスラブを、 加熱 1 0 5 0 以上 1 2 4 5で以下で 5時間以内、 仕上げ温度が A r 3 温度以上 9 1 0 で以下、 巻取り温度が 7 5 0 以下の条件で熱間圧延し、 熱延コィ ルを得る。 熱間圧延の加熱は、 圧延温度確保のために 1 0 5 0 以 上が必要であり、 靭性低下の要因となる粗大 T i N生成を抑制する ためやオーステナイ ト粒粗大化を抑制するために、 更には加熱コス 卜抑制のために 1 2 4 5 以下で 5時間以下とする。 特に粗大な T i Nは拝み状シーム溶接部の靭性低下につながるために、 上述の T B * の制限とともに加熱条件は重要である。 特開 2 0 0 7 - 2 7 7 7 1 3号公報ゃ特開 2 0 0 7 - 2 7 7 7 1 4号公報は母材特性改善 の技術であるが、 上述のように過熱条件や T B * の条件によっては 、 拝み状シーム溶接部の靭性が低下する。 また、 熱間圧延の仕上温 度が A r 3 温度未満であると、 鋼板の加工性が損なわれるため、 熱 間圧延の仕上温度は A r 3 温度以上とする。 また、 熱間圧延の仕上 げ温度を 9 1 0で以下にすることにより、 鋼板の組織を制御して低 温靭性を向上させることができる。 更に、 熱間圧延後の巻取り温度 が 7 5 0 を超える高温になると、 冷延焼鈍後の鋼板の強度が低下 するため、 巻取り温度は 7 5 0で以下とする。
次に、 上述の方法で作製した熱延コイルを、 必要に応じて脱スケ ールした後、 5 0 %以上の冷間圧延率で冷間圧延して、 所定の板厚 の冷延コイルを得る。 このとき、 冷間圧延率が 5 0 %未満の場合、 焼鈍後の鋼板の強度が低下すると共に、 深絞り加工性が劣化する。 なお、 この冷間圧延率は 6 5〜 8 0 %とすることが好ましく、 これ により、 強度および深絞り加工性がより優れた溶融めつき鋼板が得 られる。 その後、 冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍する。 その際 、 焼鈍温度が再結晶温度未満の場合は、 良好な集合組織が発達せず 、 深絞り加工性が劣化する。 一方、 焼鈍温度が高くなると鋼板の強 度が低下するため、 焼鈍は 8 5 0で以下の温度で実施することが好 ましい。
次に、 冷延コイルの表面に溶融めつきを施し、 溶融めつき鋼板と する。 この溶融めつきは、 焼鈍後の冷却途中で行っても、 焼鈍後に 再加熱して行ってもよい。 また、 冷延コイル表面に溶融めつきされ る金属は、 Z n、 Z n合金、 A l 、 A 1 合金、 S n— Z n等が挙げ られるが、 耐食性を重視する場合は、 溶融めつき層が、 1〜 8. 8 %の Z nと残部が S n : 9 1. 2〜 9 9. 0 %および不可避的不純 物からなり、 そのめつき付着量が片面当り 1 0〜 1 5 0 g /m2 で あることが好ましい。 めっき組成の限定理由は以下である。 まず、 めっき組成の Z nの限定理由であるが、 燃料タンク内面と外面にお ける耐食性のバランスにより限定したものである。 燃料タンク外面 は、 完璧な防鲭能力が必要とされるため燃料タンク成形後に塗装さ れる。 したがって、 塗装厚みが防鲭能力を決定するが、 素材として はめつき層のもつ防食効果により赤鲭を防止する。 特に、 塗装のつ きまわりの悪い部位ではこのめっき層のもつ防食効果は極めて重要 となる。 S n基めつきに Z nの添加でめっき層の電位を下げ、 犠牲 防食能を付与する。 そのためには 1質量％以上の Z nの添加が必要 である。 S n -Z n二元共晶点である 8.8質量％を超える過剰な Z n の添加は、 粗大な Z η結晶の成長を促進する、 融点上昇をひきおこ し、 めっき下層の金属間化合物層 （いわゆる合金層） の過剰な成長 につながる等の理由で 8.8質量％以下でなくてはならない。 粗大な Ζ η結晶は Ζ ηの有する犠牲防食能が発現する点は問題ないが、 一 方で粗大な Ζ η結晶部で選択腐食をおこ しゃすくなる。 また、 めつ き下層の金属間化合物層の成長は金属間化合物自体が非常に脆いた め、 プレス成形時にめっき割れが生じやすくなり、 めっき層の防食 効果が低下する。
一方、 燃料タンク内面での腐食は、 正常なガソリ ンのみの場合に は問題とならないが、 水の混入 · 塩素イオンの混入 · ガソリ ンの酸 化劣化による有機カルボン酸の生成等により、 激しい腐食環境が出 現する可能性がある。 もし、 穿孔腐食によりガソリ ンが燃料タンク 外部に漏れた場合、 重大事故につながる恐れがあり、 これらの腐食 は完全に防止されねばならない。 上記の腐食促進成分を含む劣化ガ ソリ ンを作製し、 各種条件下での性能を調べたところ、 ∑ 11を8. 8. 質量％以下含有する S n - Z n合金めつきは極めて優れた耐食性を 発揮することが確認された。
Z nを全く含まない純 S nまたは Z n含有量が 1質量％未満の場 合、 腐食環境中に暴露された初期より、 めっき金属が地鉄に対し犠 牲防食能を持たないため、 燃料タンク内面ではめつきピンホール部 での孔食、 タンク外面では早期の赤鲭発生が問題となる。 一方、 Z nが 8. 8質量％を超えて多量に含まれる場合、 Z nが優先的に溶解 し、 腐食生成物が短期間に多量に発生するため、 キャブレターの目 詰まり を起こしやすい問題がある。
また、 耐食性以外の性能面では、 Z n含有量が多くなることによ つてめつき層の加工性も低下し、 S n基めつきの特長である良プレ ス成形性を損なう。 さらに、 Z n含有量が多くなることによってめ つき層の融点上昇と Z n酸化物に起因し、 はんだ性が大幅に低下す る。
したがって、 本発明における S n - Z n合金めつきにおける Z n 含有量は、 1〜8. 8質量％の範囲、 更により十分な犠牲防食作用を得 るには 3. 0〜8. 8質量％の範囲にすることが望ましい。 この S n -Z nめっきの付着量は、 片面当り 1 O g Zm2 以下で は良好な耐食性が確保できず、 1 5 0 g /m2 以上を付着するには コス トが上昇することに加え、 厚みがまだらになり模様欠陥となつ たり、 溶接性を低下させる。 よって、 S n _Z nめっきの付着量は 片面当り 1 0〜 1 5 0 g /m2 とした。
更にめつき性を向上させるためには、 めっきの前に F e - N i の プレめっきを施すことが S n 一 Z nめっきの濡れ性と初晶 S nを微 細化させて耐食性を向上させるために有効である。 このプレめっき は、 めっき性を劣化させる S i や M nを高強度化に有効に使用する ために重要な技術であり、 本願の特徴でもある。 片面当りの付着量 は、 めっきの濡れ性の点で 0. 2 g/m2 以上、 N i の割合は、 初 晶 S nを微細化の点から 1 0〜 7 0質量％が望ましい。 そして、 上 述の方法により作製された溶融めつき鋼板は、 更に、 必要に応じて 表面に電気めつきが施された後、 出荷される。 Z n、 Z n合金、 A 1 、 A 1 合金など S n— Z n以外の溶融めつきの場合も、 F e — N i プレメツキは、 めっきの濡れ性を向上させる効果を有する。 実施例
以下、 本発明の発明例および比較例を挙げて、 本発明の効果につ いて具体的に説明する。
本実施例においては、 下記表 1、 表 2 (表 1続き 1) 、 表 3 (表 1続き 2 ) および表 4 (表 1続き 3·) に示す組成の鋼を溶製し、 1 2 4 0でに加熱保持した後、 熱延仕上温度が 8 6 0〜 9 1 0 ：、 巻 き取り温度が 6 3 0〜 6 7 0での条件で熱間圧延し、 板厚が 3. 7 mmの熱延板にした。 次に、 この熱延板を、 酸洗した後で冷間圧延 して、 厚さが 1 . 2 mmの冷延板にした。
更に、 この冷延板に対して、 7 6 0〜 8 2 0でで 6 0秒間保持す るサイクルの焼鈍を行い、 焼鈍鋼板を得た。 この鋼板に F e — N i めっきを片面当り l gZm2 施した後、 フラックス法で S n _ Z n めっきを行った。 F e — N i合金めつき浴は N i めっきのヮッ ト浴 に対して、 硫酸鉄を 1 0 0 g/L添加したものを使用した。 フラック スは Z n C 1 2 - N H4 C 1 水溶液をロール塗布して使用し、 めっき 浴の Z nの組成は表 5のように実施した。 浴温は 2 8 0 とし、 め つき後ガスワイビングによりめつき付着量 （片面当り） を表 5のよ うに調整した。 更に、 溶融めつき処理後の鋼板に、 C r 3 + 主体の 処理を施し、 発明例および比較例の溶融 S n— Z nめっき鋼板とし た。 また、 一部の鋼板には、 前記焼鈍後の冷却途中で溶融 Z nめつ きを施した。 なお、 下記表 1〜 4に示す鋼組成における残部は、 F eおよび不可避的不純物である。 また、 下記表 1〜 4における下線 は、 本発明の範囲外であることを示す。
表 1
Figure imgf000028_0001
/v:u O s/-so800ifcl£ Si69i80sAV7
Figure imgf000029_0001
( I C I ¾ ) z ¾
Figure imgf000030_0001
/ Oϊ800ίAV69ζ7:/z<K>d ss/-so800.
Figure imgf000031_0001
( ε ^ c τ ¾ ) 拏
5
Figure imgf000032_0001
上述の方法で作製した発明例および比較例の各溶融めつき 鋼板について、 引張り特性、 深絞り加工の指標である r値、 耐二次 加工脆性、 拝み状シーム溶接部低温靱性およびめつき性について評 価した。 以下、 その評価方法について説明する。
引張り特性は、 各溶融めつき鋼板から引張り方向が圧延方向と並 行になるようにして採取した J I S 5号試験片を使用して引張り試 験を行い、 その引張り強さ T Sおよび伸び E 1 により評価した。 そ して、 引張り強さ T Sが 4 4 0 M P a以上で、 伸び E 1 が 3 3 %以 上のものを合格とした。
r値の評価は、 各溶融めつき鋼板から圧延方向に平行方向、 4 5 ° 方向、 直角方向の 3方向について夫々 J I S 5号引張り試験片を 採取し、 各試験片の r値を測定した。 そして、 圧延方向に平行な r 値を r 。 、 4 5 ° 方向の r値を r 4 5 、 直角方向の r値を r 9 0 と したとき、 下記 < C>式により求められる各方向の r値の平均値 r a v e により評価した。 なお、 本実施例においては r a v e が 1. 4 0以上のものを合格とした。
r a v e = ( r 0 + 2 X r 4 5 + r 9 0 ) / 4 · · · · <〇〉 耐二次加工脆性は、 溶融めつき鋼板を直径 9 5 mmにブランキン グした後、 外径が 5 0 mmのポンチで円筒絞りを行い、 その絞り力 ップを図 3に示すように、 3 0 ° の円錐台に載せ、 種々の温度条件 下で、 高さ l m位置から重さ 5 k gの錘を落下させて、 カップに割 れが発生しない最低の温度 （耐二次加工脆性温度） を求めた。 この 耐二次加工脆性温度は、 鋼板の板厚および試験方法により変化する が、 冷延鋼板の板厚が 1. 2 mmである本実施例においては、 一 5 0 以下を合格とした。
拝み状シーム溶接部の靭性評価は図 1 に示す試験片形状にフラン ジを曲げ加工し、 l a部、 l b部をチャックで固定して 2 0 0 mm / i n . の速度で引張試験を種々の温度で行ない、 破断後の破面 を調査し、 脆性破面と延性破面が 5 0 %ずっとなる温度を延性脆性 遷移温度として求めた。 本実施例においては、 一 4 0で以下のもの を合格とした。
また、 めっき性は、 目視により各溶融めつき鋼板の表面を観察し 、 めっき付着状況で評価した。 具体的には、 不めっきの発生がない ものを〇、 不めっきがあるものを Xとした。
また、 耐食性評価は、 燃料タンク内面を模擬して実施した。 腐食 試験液は、 圧力容器中にて 1 0 0 で 2 4時間放置した強制劣化ガ ソリ ンに 1 O v o 1 %の水を添加して作成した。 この腐食液 3 5 0 m l 中に、 ビ一ド付き引抜き加工を行った溶融めつき鋼板 （板厚減 少率 1 5 %、 3 0 mm X 3 5 mm, 端面および裏面シール） を浸漬 し、 4 5 t: x 3週間の腐食試験を行い、 溶出した Z nイオン量を測 定した。 溶出量が 2 0 0 p p m未満を◎、 2 0 0〜 2 5 0 p p m未 満を〇、 2 5 0〜 3 0 0 p p mを△、 3 0 0 p p m超を Xとした。 以上の評価結果を下記表 6にまとめて示す。
表 6
Figure imgf000035_0001
上記表 6 に示すように、 本発明の範囲内の発明例の N o. 1の溶 融めっき鋼板は、 めっき性が良好であり、 伸び E 1 が 3 6. 3 %、 r値の平均値 r a v e が 1. 6 3 と優れた加工特性を有し、 耐二次 加工脆性温度、 拝み状シーム溶接部の延性脆性遷移温度共に低温で 良好であった。
本発明の範囲内の発明例の N o. 2の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 が 3 6. 2 %、 r a v e が 1. 6 2 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靭性にも優れていた。
本発明の範囲内の発明例の N o. 3の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 が 3 5. 1 %、 r a v e 力 S 1. 6 1 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靭性も優れた特性を有していた。
本発明の範囲内の発明例の N o. 4の溶融めつき鋼板は、 めっき 性が良好であり、 伸び E 1 が 3 7. 0 %、 r値の平均値 r a v e が 1. 6 7 と優れた加工特性を有し、 耐二次加工脆性温度、 拝み状シ ーム溶接部の延性脆性遷移温度共に低温で良好であった。 ただし、 Z nめっきなので、 他の本発明例に比べて耐食性は劣る。
本発明の範囲内の発明例の N o. 5の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 が 3 6. 1 %、 r a v e 力 S 1. 6 1 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靭性にも優れていた。 ただし、 1 が 0. 3 1 %と下限ぎ りぎりであり、 耐食性は、 やや劣る。
本発明の範囲内の発明例の N o. 6の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 力 S 3 5. 0 %、 r a v e 力 S 1. 6 0 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靭性も優れた特性を有していた。 本発明の範囲内の発明例の N o. 7の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 が 3 4. 0 %、 r a e 力 S 1. 5 6 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靱性も優れていた。
本発明の範囲内の発明例の N o. 8の溶融めつき鋼板も、 加工性 の指標である伸び E 1 が 3 7. 4 %、 r a v e 力 S 1. 6 8 と優れた 特性を有すると共に、 めっき性、 耐二次加工脆性および拝み状シー ム溶接部靭性も優れていた。
同様に N o . 9〜N o . 2 0 も優れた加工性、 優れためつき性、 優れた耐二次加工脆性および優れた拝み状シーム溶接部靭性を有し ていた。 なお、 N o . ：!〜 N o . 3は C u、 N i 、 C r、 M oのい ずれも添加されていなかったために他より Y Pが高くなつた。
これらに対して、 C含有量が本発明の範囲から外れた比較例の N o . 2 1 の溶融めつき鋼板は、 加工性の指標である伸び E 1 が 3 0 . 4 %、 r値が 1. 1 2 と低く、 加工性が前述の発明例の溶融めつ き鋼板に比べて劣っており、 更に、 拝み状シ一ム溶接部靱性も劣つ ていた。
また、 N o . 2 2の溶融めつき鋼板は、 S i含有量が本発明の範 囲から外れた比較例である。 この溶融めつき鋼板は溶融めつき時に 不めっきが発生し、 めっき性が劣っていた。
N o . 2 3の溶融めつき鋼板は、 M n含有量が本発明の上限を超 え、 加工性の指標である伸び E 1 および r値が前述の発明例の溶融 めっき鋼板に比べて低く、 加工性が劣っており、 更にめつき性およ び拝み状シーム溶接部靭性も劣っていた。
N o . 2 4の溶融めつき鋼板は、 P含有量が本発明の範囲から外 れた比較例であり、 耐二次加工脆性および拝み状シーム溶接部靭性 が前述の発明例の溶融めつき鋼板よりも劣っていた。 N o . 2 5の溶融めつき鋼板は、 T i含有量が本発明の範囲未満 である比較例である。 この溶融めつき鋼板は、 伸び E 1 および r値 が低く、 加工性が劣っていた。
N o. 2 6の溶融めつき鋼板は T i含有量が上限を超えており、 且つ T B * が本発明の下限を下まわっている比較例である。 この溶 融めっき鋼板は、 伸び E 1 および r値が低く、 更に拝み状シーム溶 接部靭性も前述の発明例の溶融めつき鋼板よりも劣っていた。
N o . 2 7の溶融めつき鋼板は、 N b含有量が本発明の範囲未満 である比較例である。 この溶融めつき鋼板は、 r値および伸び E 1 が低く、 本発明の優れた加工性を有する目的に合致しない。 また、 溶融 Z nめっきなので、 他の本発明例に比べて耐食性が劣る。
N o . 2 8の溶融めつき鋼板は、 B含有量が 0. 0 0 0 3 %と本 発明の下限値に満たない比較例である。 この溶融めつき鋼板は、 耐 二次加工脆性温度が一 2 0 であり、 前述の発明例の溶融めつき鋼 板と比較して劣っていた。 また、 めっきの Z n質量％が低いために 、 十分な犠牲防食効果を有しておらず外面耐食性に劣る。
N o . 2 9の溶融めつき鋼板は、 B含有量が本発明の範囲を超え ている比較例である。 この溶融めつき鋼板は、 加工性の指標である 伸び E 1 および r値が低く、 また拝み状シ一ム溶接部の延性脆性遷 移温度も高く、 溶接部靭性が劣っていた。 更に、 めっきの Z n質量 %が高く、 S n初晶が現れずに共晶セル粒界の Z n偏析および粗大 Z n結晶の成長が助長されるため、 内外面いずれの耐食性も低下し た。
N o . 3 0および N o . 3 1の溶融めつき鋼板は、 P量が 1 0 X [B] + 0. 0 3を超えている比較例である。 この溶融めつき鋼板は 、 耐二次加工脆性温度が一 3 0でであり、 前述の発明例の溶融めつ き鋼板と比較して劣っており、 また拝み状シ一ム溶接部靭性も低い 。 また、 N o . 3 1 はめつき付着量が少なく耐食性に劣り、 N o . 3 0はめつき付着量が多く模様状となり表面性状が劣化するととも に溶接性が低下した。
N o . 3 2〜N o . 3 8は A s、 S n、 P b、 S bのいずれかが A s ： 0. 0 1 2 %, S n ： 0. 0 1 0 %、 P b ： 0. 0 0 4 %、 S b ： 0. 0 0 4 %またはこれら元素の総量が 0. 0 2 %を超えた 比較例であり、 拝み状シーム溶接部の靭性が低下した。
なお、 N o . 3 5は上記に加え、 P量が 1 0 X [ B ] + 0. 0 3を 超えており、 耐二次加工脆性も悪い。
また、 N o . 3 4は、 S i が下限値よりも低いため、 耐食性が悪 い。
なお、 N o . 2 1〜N o . 2 4は C u、 N i 、 C r、 M oのいず れも添加されていなかったために他より Y Pが高くなつた。
なお、 バイオデイ一ゼル燃料およびバイォガソリンを用いて耐食 試験を併せて実施した結果は良好であった。 産業上の利用可能性
本発明によれば、 特に T i 、 B、 Pの含有量を特定範囲内にする ことにより、 3 8 0 M P a以上、 5 4 0 M P. a未満の引張り強度で 、 自動車分野、 特に燃料タンク用途に適用可能なプレス成形性を有 し、 優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部の引張強度を有する低温 靭性に優れたプレス加工用溶融めつき.高強度鋼板およびその製造方 法を提供することができる。
更に、 本発明の鋼板で製造した燃料タンクは、 自動車燃料の中で 、 特にバイオ燃料を用いた時に優れた効果を発揮する。

Claims

1. 冷延鋼板と、 前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めつき層 とを有し、
前記冷延鋼板は、 質量％で、
C ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 5 0 %、
請
S i : 0. 3超〜 1. 0 %、
n ： 0. 7 0〜 2. 0 %、
P ： 0. 0 5 %以下、
T i : 0. 0 1 0〜 0. 0 5 0 %、 s A1
N b ： 0. 0 1 0〜 0. 0 4 0 %、 囲
B ： 0. 0 0 0 5〜 0. 0 0 3 0 %、
S ： 0. 0 1 0 %以下、
A 1 ： 0. 0 1〜 0. 3 0 %、
N ： 0. 0 0 1 0〜 0. 0 1 %を含有し、 残部が Feおよび不可避 的不純物からなり、
T i含有量 （％) を [T i ] 、 B含有量 （％) を [B] 、 P含有 量 （％) を [P ] としたとき、 下記 <A〉式により表される T B * が 0. 0 3以上 0. 0 6以下であると共に、 下記 < B>式を満足す ることを特徴とする低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強 度鋼板。
T B * = ( 0. 1 1 — [T i ] ) / ( 1 n ( [ B ] X 1 0 0 0 0 ) ) · · · <A>
[ P ] ≤ 1 0 X [ B ] + 0. 0 3 < B >
2. 前記冷延鋼板は、 質量％で、 さらに
C u : 0. 0 1〜 l %、
N i ： 0. 0 1〜 ： L %、 C r ： 0. 0 1〜 1 %、
M o : 0. 0 0 1〜 1 %のうち、 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 に記載の低温靭性に優れたプレス加工用 溶融めつき高強度鋼板。
3. 前記冷延鋼板は、 A s、 S n、 P b、 S bの各元素が質量％ で以下の量を超えて含有しないことを、 かつ、 これら元素の総量が 0. 0 2 %を超えて含有しないことを特徴とする請求項 1 または請 求項 2に記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼 板。
A s ： 0. 0 1 2 %
S n ： 0. 0 1 0 %
P b ： 0. 0 0 4 %
S b ： 0. 0 0 4 %
4. 前記冷延鋼板の表面に形成された溶融めつき層が、 1〜 8. 8 %の Z nと残部が S n : 9 1. 2〜 9 9. 0 %および不可避的不 純物からなり、 そのめつき付着量が片面当り 1 0〜 1 5 0 g Zm2 であることを特徴とする請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の低温 靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
5. 絞り比が 1. 9で成形加工した後の耐二次加工脆性温度が一 5 0で以下であることを特徴とする請求項 1〜 4のいずれか 1項に 記載の低温靭性に優れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
6. 拝み状シーム溶接部の引張試験での延性脆性遷移温度が一 4 0で以下である請求項 1〜 5のいずれか 1項に記載の低温靭性に優 れたプレス加工用溶融めつき高強度鋼板。
7. 請求項 1〜 3のいずれか 1項に記載の成分組成の溶鋼を連続 铸造してスラブを得る工程と、 前記スラブを、 加熱が 1 0 5 0で以 上 1 2 4 5 以下で 5時間以内、 仕上げ温度が A r 3 温度以上 9 1 0で以下、 巻取り温度が 7 5 0で以下の条件で、 熱間圧延して熱延 コイルを得る工程と、 前記熱延コイルを 5 0 %以上の冷延率で冷間 圧延して所定の厚さの冷延コイルとする工程と、 前記冷延コイルを 再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、 その後コイル表面に溶融 めっきを施す工程とを有することを特徴とする低温靭性に優れたプ レス加工用溶融めつき高強度鋼板の製造方法。
8. 前記冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍すると共に、 その後コイル表面に ：！〜 8. 8 %の Z nと残部が S n : 9 1. 2〜 9 9 %および不可避的不純物からなり、 そのめつき'付着量が片面当 り 1 0〜 1 5 0 g /m2 であるように溶融めつきを施す工程を有す ることを特徴とする請求項 7に記載の低温靭性に優れたプレス加工 用溶融めつき高強度鋼板の製造方法。
9. 溶融めつきを施す前に、 F e — N i のプレめっきを施すこと を特徴どする請求項 7 または請求項 8に記載の低温靭性に優れたプ レス加工用溶融めつき高強度鋼板の製造方法。
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