JP2005320561A

JP2005320561A - スポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板

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Publication number: JP2005320561A
Application number: JP2004137735A
Authority: JP
Inventors: Yukihiro Uchiumi; 幸博内海; Katsuhiro Yamamoto; 勝大山本
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2004-05-06
Filing date: 2004-05-06
Publication date: 2005-11-17
Anticipated expiration: 2024-05-06
Also published as: JP4325998B2; KR100697905B1; KR20060047587A; EP1593750A3; CN1858286A; US7118809B2; US20050247383A1; EP1593750B1; EP1593750A2; CN100494456C

Abstract

【課題】７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、スポット溶接性に優れると共に、製造条件（特に、鋼板を焼鈍後の冷却プロセス）が変化しても、引張強度、全伸び、及び降伏強度といった材質のバラツキが少ない「材質安定性」に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。
【解決手段】
フェライト及びマルテンサイトを主体とする複合組織からなり、
鋼中成分は質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．１２％，
Ｓｉ：０．０５％以下，
Ｍｎ：２．７〜３．５％，
Ｃｒ：０．２〜０．５％，
Ｍｏ：０．２〜０．５％
を含有し、
Ａｌ：０．１０％以下，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．０３％以下
に抑制されている高強度溶融亜鉛めっき鋼板である。

Description

本発明は、スポット溶接性及び材質安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に、引張強度（ＴＳ）が７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、スポット溶接性に優れており、且つ、鋼板を焼純（均熱）した後の冷却プロセスにかかわらず引張強度（ＴＳ）、伸び（全伸びのこと、Ｅｌ）、及び降伏強度（ＹＰ）のバラツキが殆どない、材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板に関するものである。

近年、自動車などの衝突安全性向上に対する要求は益々高まっており、衝突時における乗員の安全性を確保すると共に、安全性装備の装着に伴なう車両重量の増加を軽減して燃費を向上させる為に、車体の骨格部分等には高強度鋼板が広く採用されている。特に車両側面からの衝突に対し、折れ曲がりキャビンへの骨格部分の侵入を防止する目的で、引張強度が約７８０〜１１８０ＭＰａと非常に高い高張力鋼板が使用されており、なかでも、フェライト・マルテンサイトを主体とする複合組織（Ｄｕａｌｐｈａｓｅ；「ＤＰ」と略記される）鋼板は、強度と延性の双方に優れている為、汎用されている。一方、自動車用鋼板には優れた防食力も要請されていることから、これらの両特性を兼ね備えた鋼板として、複合組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板、更には当該溶融亜鉛めっき鋼板を合金化処理した合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開発されている（例えば特許文献１〜３）。

これらの特許文献はいずれも、成分組成を制御された鋼を用い、連続式溶融亜鉛めっきラインでの製造条件を適正化することにより、成形性等に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するというものである。

また、非特許文献１には、引張強度が７８０〜１１８０ＭＰａレベルではなく、５９０ＭＰａレベルの溶融亜鉛めっき鋼板について、微量のＣｒとＭｏの複合添加によってベイナイトを含む３相組織から完全なフェライト・マルテンサイト複合組織化を図り、成形性やスポット溶接性等を高めた鋼板が開示されている。
特開平１−１９８４５９号公報特開平５−１０５９６０号公報特開平１１−１９３４１９号公報大西良信他１名、「５９０ＭＰａ級低ＹＰ型合金化溶融亜鉛めっき鋼板の特性」、２００２年１２月、Ｒ＆ＤＫＯＢＥＳＴＥＥＬＥＮＧＩＮＥＥＲＩＮＧＲＥＰＯＲＴＳ、ｖｏｌ．５２Ｎｏ．３

ところで、フェライト・マルテンサイトを主体とする複合組織鋼板は、鋼板を焼純（均熱）した後の冷却プロセス（冷却速度や冷却保持温度）によって、材質（鋼板の機械的特性を意味し、特に本発明では、引張強度、全伸び、及び降伏強度を意図している）が大きく変化することが知られている。一般に溶融亜鉛めっき鋼板（更には合金化溶融亜鉛めっき鋼板）は、熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して冷延鋼板とした後、連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっき（更には合金化処理）して製造されており、上記連続溶融亜鉛めっきラインでは、連続焼鈍炉における焼鈍（均熱）処理と；焼鈍後、溶融亜鉛めっきする温度まで冷却する冷却処理と；めっき処理が行なわれている。このうち冷却工程では通常、ガス冷却、ミスト冷却、冷却したロールスリップを接触させるロール冷却等の強制冷却手段によって、オーステナイトから、マルテンサイトやベイナイト等の硬質組織に変態させており、所望の複合組織鋼板を得るうえで特に冷却速度や冷却終了温度を厳しく制御しなければならないにもかかわらず、実際の製造現場においては、種々の理由により、常に、一定条件下でコントロールしつつ冷却するのは非常に困難である。その為、得られた製品には材質のバラツキが非常に多く、プレス成形の際、寸法精度がばらついて割れ等の問題が見られる。

従って、約７８０〜１１８０ＭＰａの強度域における高強度溶融亜鉛めっき鋼板において、本来の特性であるスポット溶接性に優れることは勿論のこと、製造条件（特に、鋼板を焼鈍後の冷却プロセス）にかかわらず、材質のバラツキが少なく材質安定性に優れた鋼板の提供が切望されている。しかし、上述した特許文献１〜３はいずれも、この様な観点から製造されたものではない為、材質安定性の点で不充分である。尚、前記非特許文献１は、本発明の様に約７８０〜１１８０ＭＰａの強度域を対象とするものではない為、所望の特性を得るに当たっての、成分設計に対する考え方が基本的に相違する（後記する）。

本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであり、その目的は、７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、スポット溶接性に優れることは勿論のこと、製造条件（特に、鋼板を焼鈍後の冷却プロセス）が変化したとしても、引張強度、全伸び、及び降伏強度といった材質のバラツキが少ない「材質安定性」に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することにある。

上記課題を解決し得た本発明に係る、引張強度が７８０〜１１８０ＭＰａの強度域におけるスポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト及びマルテンサイトを主体とする複合組織からなり、鋼中成分は、質量％で（以下、化学成分について同じ）、
Ｃ：０．０５〜０．１２％，
Ｓｉ：０．０５％以下，
Ｍｎ：２．７〜３．５％，
Ｃｒ：０．２〜０．５％，
Ｍｏ：０．２〜０．５％
を含有し、
Ａｌ：０．１０％以下，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．０３％以下
に抑制されているところに要旨を有している。

本発明によれば、約７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、スポット溶接性に優れると共に、製造条件（特に、鋼板を焼鈍後の冷却プロセス）にかかわらず、引張強度、全伸び、及び降伏強度といった材質のバラツキが少ない「材質安定性」に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供することができた。

本発明者らは、約７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、材質安定性とスポット溶接性の双方に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供すべく、鋼中成分を中心に鋭意検討してきた。その結果、所望の特性を具備させる為には、特に、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎの基本成分の他、Ｃｒ及びＭｏを必須成分として添加し、且つ、その含有量を所定範囲に制御することが極めて重要であることを見出し、本発明を完成した。各成分に対する基本的な考え方は以下の通りである。

・Ｃ量をできるだけ低減し（０．１２％以下）、スポット溶接性の向上を図る。

・Ｓｉ量をできるだけ低減し（０．０５％以下）、めっき工程における不めっき（めっきの密着力が低下する為に鋼板とめっきが密着しない現象のこと）等の弊害を防止する。

・ＣｒとＭｏの両方を微量添加し（いずれも０．２〜０．５％）、且つ、Ｍｎ量を出来るだけ多く添加する（２．７〜３．５％）ことにより、特に材質の安定性を図る。これらの元素はいずれも、オーステナイト相を安定化し、冷却過程において硬質相の生成を容易にして低降伏比及び高強度を得るのに有用だからである。

尚、上記成分による個々の作用は公知であり、上記特許文献１〜３においても、その様な作用を活用した成分設計が構築されている。しかしながら、前述した通り、上記特許文献は本発明の如く、特に材質安定性という観点からアプローチしたものではない為、各特許文献の実施例に開示された組成では、所望の特性が得られないことが、本発明者らの検討結果により明らかになった。即ち、特許文献１ではＭｎ量が少なく、且つ、ＣｒとＭｏの一方しか添加していない；特許文献２では、Ｍｏのみ添加しＣｒを添加していない；特許文献３は、実質的に約４９０〜７８０ＭＰａ級の強度域における成形性等の改善を目指している為、Ｃ量が多くＭｎ量が少なく、且つ、Ｃｒ／Ｍｏのいずれか一方しか添加していない為、この様な成分組成の鋼板は、特に材質安定性に劣っていることを後記する実施例によって確認している。また、前記非特許文献１は上述した通り、本発明とは強度域が異なっている為に成分設計に対する基本的な考え方が相違しており、スポット溶接性の観点からＭｎ量を低減している為に、所望の材質特性が得られないことを、後記する実施例によって確認している。

この様に本発明は、約７８０〜１１８０ＭＰａの高強度域において、材質特性とスポット溶接性の双方に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を提供すべく、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒ、及びＭｏの成分を必須成分として用い、且つ、その添加量を極めて緻密に制御した次第であり、いずれの元素の添加量が本発明の範囲を外れたとしても、所期の目的は達成できないことを見出し、本発明を完成した。

以下、本発明を最も特徴付ける鋼中成分について説明する。以下、化学成分の単位（％）はすべて質量％である。

Ｃ：０．０５〜０．１２％
Ｃは、鋼板の強化に不可欠な元素であり、所望の強度を得る為に０．０５％以上添加する。好ましくは０．０８％以上である。但し、０．１２％を超えるとスポット溶接性が低下することから、その上限を０．１２％とする。好ましくは０．１０％以下である。

Ｓｉ：０．０５％以下（０％を含まない）
Ｓｉは、過剰に添加するとめっき層の形成が良好に行われず、不めっきなどの弊害を招くので、できるだけ少ない方が好ましく、本発明では、その上限を０．０５％とする。好ましくは０．０３％以下である。

Ｍｎ：２．７〜３．５％、Ｃｒ：０．２〜０．５％、Ｍｏ：０．２〜０．５％
上述した通り、これらの元素はいずれも、材質の安定性向上に有用であり、本発明では極めて重要な元素である。各元素において、添加量の下限を下回ると材質のバラツキが多くなり、一方、添加量の上限を超えると加工性が低下する。

このうちＭｎは、Ｃと同様に多量に添加するとスポット溶接性を阻害することが知られており、その為に、前記非特許文献１では、Ｍｎ量を低減している。しかしながら、本発明では、Ｍｎの低減化ではなくＣの低減化によりスポット溶接性の向上を図るものであり、それによって初めて、スポット溶接性と材質安定性の双方に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを、後記する実施例によって確認している。好ましくは２．９％以上、３．２％以下である。

更に本発明では、ＣｒとＭｏの両方を必須成分として添加する。これらの元素は共に、焼入れ性を高める等、同効元素として認識されており、従来の溶融亜鉛めっき鋼板では、Ｃｒ／Ｍｏのいずれか一方を添加していたものが多かった（例えば前記特許文献１〜３）が、材質安定性という観点からすれば、これら元素の両方を上記範囲で微量添加することが必要であって、いずれか一方のみを添加するもの、或いは、ＣｒとＭｏを複合添加しても添加量の範囲が上記範囲を外れるものは、材質がばらつくことを、後記する実施例によって確認している。

Ａｌ：０．１０％以下
Ａｌは、脱酸剤として有用であり、その為には、０．０１％以上添加することが推奨される。但し、多量に添加しても脱酸剤としての作用が飽和して経済的に無駄である他、めっき不良を誘発するので、その上限を０．１０％に抑制する。好ましくは０．０６％以下である。

Ｐ：０．０３％以下
Ｐは、材料の強度確保に有用な元素であるが、多量に添加すると、加工性が低下するばかりでなくスポット溶接性も低下する為、その上限を０．０３％とする。好ましくは０．０１％以下である。

Ｓ：０．０３％以下
Ｓは、ＭｎＳ等の硫化物系介在物を形成し、割れ発生の原因となり得る。特に本発明では上述した通り、Ｍｎを多く添加している為、Ｓ量はできるだけ少ない方がよく、上限を０．０３％とする。好ましくは０．０１％以下である。

本発明の鋼板は上記成分を含有し、残部は実質的に鉄及び不可避不純物であるが、原料、資材、製造設備等の状況によって持ち込まれる元素としてＮ（窒素）や０．０１％以下のＯ（酸素）等の不可避不純物の混入も許容され得る。但し、Ｎが過剰に存在すると、窒化物が多量に析出し、延性の劣化を引き起こす恐れがあるので、Ｎ量は０．００６０％以下に抑えることが好ましく、より好ましくは０．００５０％以下、更に好ましくは０．００４０％以下である。鋼板中のＮ量は少ないほど好ましいが、操業上の低減可能性を考慮すると、Ｎ量の下限値は０．００１０％程度である。

更に本発明では、前述した本発明の作用に悪影響を与えない範囲で、次の元素を更に添加することができる。即ち、例えばＴｉやＮｂを選択成分として、析出強化や固溶強化等の目的でそれぞれ０．１％以下の範囲内で含有させてもよく、Ｂを０．００５％以下の範囲内で添加したものにも本発明を適用することができる。

この様な成分組成からなる本発明鋼板は、フェライト及びマルテンサイト主体の複合組織（ＤＰ）で構成されている。ここで「主体」とは、鋼板を光学顕微鏡（倍率１０００倍）で観察したとき、全組織に対する面積率（以下、組織の場合は「％」は全て、「面積％」を意味する）で、フェライトとマルテンサイトの合計が９５％以上（好ましくは９８％以上）のものを意味する。従って、本発明では、フェライト及びマルテンサイトの合計が上記範囲を満足する限り、製造工程で不可避的に残存する他の組織（例えばベイナイト、パーライトなど）の混入を排除するものではない。

次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板を製造する為の代表的な方法について説明する。

本発明鋼板は、一般の溶融亜鉛めっき鋼板と同様、熱延鋼板を酸洗し、冷間圧延して冷延鋼板とした後、連続溶融亜鉛めっきラインにて溶融亜鉛めっきして製造する。

このうち熱延鋼板を製造する為の熱間圧延条件、酸洗条件、冷延鋼板を製造する為の冷間圧延条件、溶融亜鉛めっきにて実施されるめっき条件は特に限定されず、溶融亜鉛めっき鋼板を製造するときに通常、採用される条件を採用することができる。具体的には、熱間圧延するに当たっては、加熱温度を１１００〜１２５０℃、仕上温度を８４０℃以上、巻取温度を５００℃以上とすることが挙げられる。冷間圧延するに当たっての冷延率等については特に限定しない。

尚、上記の様にして得られた冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて焼鈍（均熱）処理し；焼鈍後溶融亜鉛めっきするまで冷却するに当たっては、以下の様に制御することが推奨される。以下、溶融めっきラインのヒートサイクルパターンを示す図１を参照しつつ、上記工程を詳述する。

まず、均熱処理は、８２０〜９００℃にて１５〜１８０秒間とする。この均熱処理は、高強度の確保に有用な硬質相（マルテンサイト、場合によってはベイナイトを含み得る）を生成させるのに重要であり、均熱温度が８２０℃未満になると強度が上昇し加工性が劣化する（後述する図２）。一方、均熱温度が９００℃を超えると、結晶粒が粗大化し加工性が劣化する。均熱時間が１５秒未満では、均質な組織が得られず特性が劣化する。一方、均熱温度が１８０秒を超えると、効果が飽和するばかりでなく生産性が低下し、燃料費等のコストがかさむだけである。好ましくは均熱時間を３０秒以上、１２０秒以下とする。

次いで、溶融亜鉛めっき処理の温度まで冷却する。冷却パターンは、冷却中にオーステナイトが、（本発明にとっては望ましくない）パーライトへ変態するのを抑制する為、パーライト変態領域を避ける様にして設定される。具体的には、めっき温度まで、等速で冷却しても良いし、或いは、冷却の途中で冷却速度を複数回変更する多段冷却法を採用しても良い。本発明の様にフェライト・マルテンサイトを主体とする複合組織鋼板の場合は、フェライトを安定して導入させるという観点から、多段冷却法の使用が推奨される。

上記多段冷却法としては、６５０〜５００℃までを２０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却した（一次冷却）後、５５０〜４５０℃までを４０℃／秒以下の平均冷却速度で冷却する（二次冷却）方法が挙げられる。本発明では、各工程における平均冷却速度の下限は特に限定されず、例えば約１℃／秒の平均冷却速度で冷却しても、材質のバラツキのない鋼板が得られることを、実験により確認しており（後記する図３〜４を参照）、この点に本発明の特徴がある。

この点について、もう少し詳しく説明すると、一般に溶融亜鉛めっき鋼板は、パーライト変態領域を避ける目的で、焼鈍後、溶融亜鉛めっきまでの冷却処理を、約１０℃／秒以上の平均冷却速度で急冷する必要があり、その為に、ガス冷却、ミスト冷却、冷却したロールスリップを接触させるロール冷却等の冷却手段を採用している。例えば上記多段冷却法の一例として、徐冷帯にて、平均冷却速度を変化させて冷却する方法が採用されており、各工程では、冷却速度や冷却終了温度が厳しく管理されている。ところが、現実には、上述した冷却手段を用いたとしても、設定値通りに平均冷却速度を制御することは極めて困難であり、実際の冷却速度や冷却終了温度が様々に変更する結果、材質のバラツキが大きくなるという問題が生じている。そこで本発明では、この様な冷却パターンの変動にかかわらず、安定した材質を確保し得る為の鋼中成分を設定した次第であり、これにより、焼鈍からめっきまでの平均冷却速度を変動させたとしても、材質安定性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を得ることに初めて成功した。

従って、本発明では、焼鈍からめっきまでの平均冷却速度の下限については特に限定されないが、材質安定性の観点からは、上記一次冷却工程及び二次冷却工程の平均冷却速度の上限を夫々、２０℃／秒、４０℃／秒とするのが好ましい。

上記の様にして溶融亜鉛めっき鋼板を製造した後、更に合金化して合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造してもよく、この様な合金化溶融亜鉛めっき鋼板も、本発明の範囲内に包含される。上記合金化処理は特に限定されず、通常実施される温度（約４００〜７００℃）で合金化すればよい。合金化処理後、冷却するが、その平均冷却速度も特に限定されず、例えば５℃／秒以上とすることが推奨される。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明するが、本発明はもとより下記実施例によって制限を受けるものではなく、前・後記の趣旨に適合し得る範囲で適当に変更を加えて実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれる。

実施例１
表１に示す化学成分を有する鋼種Ａ〜Ｏを転炉で溶製して２３０ｍｍ厚のスラブとした後、加熱温度：１２００℃、仕上げ温度：８５０〜９００℃、巻取り温度：５１０〜６００℃の条件にて熱間圧延を行い、２．８ｍｍの熱延鋼板を得た。次いで、酸洗により表面スケールを除去し、２．０ｍｍの冷延鋼板を得た後、表２に示す様に焼鈍（均熱）条件、及び溶融めっき処理条件［冷却、及びめっき］にて片面がめっきされた溶融亜鉛めっき鋼板を得た（片面：４５ｇ／ｍ²）。

この様にして得られた鋼板の強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、伸び（ＥＬ）について、ＪＩＳ５号試験片を用いて測定した。

更に以下の要領により、スポット溶接性を評価した。

まず、上記各溶融亜鉛めっき鋼板を下記のスポット溶接条件で溶接し、溶接金属（ナゲット）径が７ｍｍになる電流条件における、剪断引張試験片及び十字引張試験片を夫々、作製した。
電極：先端径８ｍｍのドームラジアス型電極
通電時間：２６サイクル
ホールド時間：１サイクル
加圧力：６４５０Ｎ

この様にして得られた各試験片における、剪断引張強度（ＴＳＳ）及び十字引張強度（ＣＴＳ）を夫々、測定して延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）を算出し、延性比が０．４０以上を「スポット溶接性に優れる鋼板」（本発明例）として評価した。

尚、本発明において、剪断引張試験片のみならず十字引張試験片を作製してスポット溶接性を評価したのは、高強度域（特に９８０ＭＰａレベル）になると十字引張強度が顕著に低下する傾向があることを考慮した為であり、上述した「延性比」に基づくスポット溶接性評価法は、これを加味した評価法として特に有用である。

これらの結果を表３に示す。尚、これらの鋼板はいずれも、フェライトとマルテンサイトが合計で９５％以上の複合組織であることを確認している。

表３より、以下の様に考察することができる。表１の鋼種Ａ〜Ｏのうち、鋼種Ａ〜Ｂ、Ｄ、Ｇ〜Ｈ，Ｊ〜Ｋ、及びＭはいずれも、本発明の成分組成を満足する本発明例であり、これらは、表２に示す様に焼鈍条件、焼純後の冷却パターン、及びめっき温度を種々変化させたとしても、延性比が０．４０以上とスポット溶接性に優れており、且つ、ＹＰのバラツキ（各処理条件におけるＹＰの差）は１８ＭＰａ以内、ＴＳのバラツキ（各処理条件におけるＴＳの差）は１３ＭＰａ以内、及びＥＬのバラツキ（各処理条件におけるＥＬの差）は１．８％以内に夫々、抑制されており、材質安定性にも優れていることが分かる。

これに対し、本発明のいずれかの要件を満足しない下記例は、以下の問題点を抱えている。

まず、Ｃ量が多くてＭｎ量が少ない鋼種Ｃ及び鋼種Ｆを用いた場合は、処理条件の変動により、ＹＰ、及びＴＳが大きく変化した。また、延性比も０．４０未満となり、スポット溶接性にも劣っている。

Ｍｎ量が少ない鋼種Ｅを用いた場合は、処理条件の変動により、ＹＰ、及びＴＳが大きく変化した。またＭｎ量が多い鋼種Ｏを用いた場合には延性に劣っている。

Ｃ量が多い鋼種Ｉを用いた場合は、延性比が０．４０未満となり、スポット溶接性に劣っている。

Ｍｏの添加されていない鋼種ＬやＣｒ量の少ない鋼種Ｎを用いた場合には、処理条件の変動により、いずれも、ＹＰ、及びＴＳが変化した。

次に、表１の鋼種Ａ（本発明例）を用い、前述した方法で熱間圧延、酸洗、及び冷間圧延した後、焼鈍温度を約７８０〜８８０℃の間で変化させて５０秒間焼純し（図２）、焼鈍後の冷却パターン（一次冷却速度及び二次冷却速度）を図３〜４に示す様に変化させたときにおける各種特性（ＴＳ、ＹＰ、及びＥＬ）を前述した方法と同様にして測定した。これらの結果を夫々、図２〜４に示す。

図２は、表１の鋼種Ａ（本発明鋼）を用い、前述した方法で熱間圧延、酸洗、および冷間圧延した後、焼鈍温度（均熱温度）を約７８０〜８８０℃の範囲で変化させて５０秒間焼鈍して（一次冷却速度は４．９〜７．５℃／ｓ、二次冷却速度は４．０〜７．６℃／ｓ）得られた鋼板について引張強度（ＴＳ）、降伏比（ＹＰ）および伸び（ＥＬ）を測定し、該特性の測定結果を夫々、グラフ化したものである。図２より、焼鈍温度を８２０℃以上に制御すれば上記特性のバラツキは認められないことが分かる。

また図３は、表１の鋼種Ａ（本発明鋼）を用い、前述した方法で熱間圧延、酸洗、及び冷間圧延した後、焼鈍温度を約８３２〜８６４℃で１５〜８０秒間焼鈍し、一次冷却速度を２．７〜１９．３℃の間で変化させて（二次冷却速度は１．１〜３８．６℃／秒）溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときにおける、上記特性の測定結果を夫々、グラフ化したものである。図３より、鋼中成分が本発明の範囲を満足する鋼種Ａを用い、適切な温度で焼鈍処理したときは、図３に示す様に一次冷却速度を種々変化させたとしても上記特性のバラツキが認められず、材質特性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が得られることが分かる。

図４は、表１の鋼種Ａ（本発明鋼）を用い、前述した方法で熱間圧延、酸洗、及び冷間圧延した後、焼鈍温度を約８３２〜８６４℃で１５〜８０秒間焼鈍し、一次冷却速度を２．７〜５６９℃／秒とし、二次冷却速度を１．１〜３８．６℃／秒の間で変化させて、溶融亜鉛めっき鋼板を製造したときにおける、上記特性の測定結果を夫々、グラフ化したものである。図４より、鋼中成分が本発明の範囲を満足する鋼種Ａを用い、適切な温度で焼鈍処理したときは、二次冷却速度を図４に示す様に変化させたとしても、上記特性のバラツキは見られない。

本発明鋼板を製造する為の、溶融めっきラインのヒートサイクルパターンを示す図である。鋼種Ａを用いたときの、焼鈍温度と各種材質特性（ＹＰ、ＴＳ、及びＥｌ）の関係を示すグラフである。鋼種Ａを用いたときの、焼鈍後の一次冷却速度と各種材質特性（ＹＰ、ＴＳ、及びＥｌ）の関係を示すグラフである。鋼種Ａを用いたときの、焼鈍後の二次冷却速度と各種材質特性（ＹＰ、ＴＳ、及びＥｌ）の関係を示すグラフである。

Claims

フェライト及びマルテンサイトを主体とする複合組織からなり、
鋼中成分は、質量％で（以下、化学成分について同じ）、
Ｃ：０．０５〜０．１２％，
Ｓｉ：０．０５％以下，
Ｍｎ：２．７〜３．５％，
Ｃｒ：０．２〜０．５％，
Ｍｏ：０．２〜０．５％
を含有し、
Ａｌ：０．１０％以下，
Ｐ：０．０３％以下，
Ｓ：０．０３％以下
に抑制されていることを特徴とする、引張強度が７８０〜１１８０ＭＰａの強度域におけるスポット溶接性及び材質安定性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。