JP2556633B2 - 溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性冷延鋼板の製造方法 - Google Patents

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、溶融亜鉛メッキ特性に
優れた高強度でかつ成形性の良好な冷延鋼板の製造法に
関する。本発明の高強度冷延鋼板は、自動車、家庭電気
製品、建物などにプレス成形をして使用されるものであ
り、防錆のためにたとえばＺｎメッキや合金化Ｚｎメッ
キなどの表面処理を施すとともに、強度と加工性を兼ね
備えた鋼板であるので、使用にあたっては今までの鋼板
より板厚を減少できること、すなわち軽量化が可能とな
る。

【０００２】

【従来の技術】近年、自動車車体は燃費改善のためによ
り一層の軽量化が推進されており、そのため自動車用極
低炭素良加工性鋼板の高強度化の需要が盛んになってい
る。一方車体の長寿命化の目的からメッキ処理鋼板の利
用が高まっており、そして、より耐蝕性を増強するため
にメッキ目付け量を多くすることが試みられている。と
ころでメッキ被膜を厚くすることは、耐蝕性には効果が
あるが、被膜厚みが大きくなるほど成型加工の際に破壊
が起り、メッキが剥離し易くなる。この現象をパウダリ
ングと呼んでいるが、特に高強度とするためにＳｉやＰ
を多く添加した高強度冷延鋼板においては、発生しやす
い。

【０００３】最近の技術進歩により、極低炭素鋼の溶製
が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素冷
延鋼板の製造に関する多くの提案がある。特に、Ｔｉや
Ｎｂを単独又は複合添加した極低炭素冷延鋼板に関する
加工性向上の技術が多数発表されている。例えば特開
昭５８−１８５７５２号公報には表面性状を改良したＴ
ｉ添加深絞用冷延鋼板が開示され、また特開昭５９−
３１８２７号公報および特開昭５９−３８３３７号公
報などには、ＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素冷延鋼
板であるが、きわめて良好な加工性を有すると共に、塗
装焼付硬化（ＢＨ）性を兼備し、溶融亜鉛メッキ特性に
も優れている事を提示している。

【０００４】しかしながら、上記においては、Ｃａの
添加により脱酸、脱硫処理をして深絞用冷延鋼板の表面
性状を改善したものであり、また、およびの公報記
載の発明は、Ｔｉの単独添加では、合金化反応が早すぎ
て、パウダリングが発生しやすく、一方、Ｎｂの単独添
加では再結晶温度が上昇し、高温焼鈍が必須となるの
で、ＴｉとＮｂを複合添加することによりこれらの問題
を解決していること、Ｔｉ含有量をＮ等量以下として２
次加工われを防止し、かつＮｂをＣ量との関係で添加量
を規制し、ExcessＣを鋼中に残存せしめてＢＨ性を向上
することを基本思想としているものであり、メッキ特性
について触れているもののＭｎやＣｒの積極的利用によ
る特性向上について示されていない。

【０００５】一方、加工性を確保しつつ強度を上昇させ
るために、従来から多くの試みがなされてきた。特に、
３５〜５０kgf/mm² の引張強度を有する鋼板にする場合
には、鋼中にＰあるいはＳｉなどを添加し、これらの固
溶体強化機構を利用して強度を増加してきた。例えば、
上記、の公報記載の発明もそうであるが、さらに
特公昭５７−５７９４５号公報ではＴｉ含有極低炭素鋼
にＰを添加して５０kgf/mm² の引張強度を有する鋼板の
製造例を示している。また、Ｐと共に固溶体強化元素と
してＭｎやＣｒを利用することも知られている。しかし
ながら、ＰやＳｉを多量に添加した鋼では、降伏強度が
高くなり、耐面歪が劣化する。特にＳｉはメッキ性を著
しく阻害し、不メッキの原因となるばかりか、合金化反
応も遅くなるので生産性を損なう。また、Ｐも合金化反
応を著しく遅らせる。特開昭６３−１９０１４１号公
報および特開昭６４−６２４４０号公報にはＰとＭｎ
をＴｉ含有極低炭素鋼に共存させることにより、２次加
工脆化を防止し、ＢＨ性を発揮する旨の技術開示がされ
ているが、これらの開示で、Ｍｎ等の添加は、Ｐの補助
的な役割をするものであり、かつ、溶融亜鉛メッキのメ
ッキ性を改善する目的での積極的添加をしているわけで
もない。

【０００６】他方、特開平２−１１１８４１号公報に
は、ＴｉおよびＴｉとＮｂを複合添加した極低炭素鋼に
１．５％以上３．５％未満のＭｎを添加した焼付硬化性
を有する良加工性冷延鋼板および溶融亜鉛メッキ鋼板を
示しており、多量のＭｎの添加により、Ａｒ₃ 変態点の
低下による熱間圧延の操業安定性と金属組織の均一性を
目的とすること、また、延性のより向上を目的にＣｒや
Ｖの０．２〜１．０％までの添加も開示している。しか
し、多量のＭｎやＣｒの添加が機械的性質、特に強度と
延性のバランスを改善し、めっき速度やパウダリング等
のめっき特性向上の観点からの記述はない。さらに、２
次加工性、化成処理性、メッキ付着性の観点から、Ｓｉ
の添加量を、０．０３％以下としている。しかし、Ｓｉ
は有効な固溶体強化元素でもあり、実際にはこれらの特
性を大きく阻害することなく０．０３％超添加すること
も可能である。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】自動車パネル用鋼板に
は、プレス後のスプリングバックや面歪などが生じない
良好な面形状性を付与するために、降伏強度が低いほど
好ましい。しかし、鋼板の高強度化は、一般に降伏強度
の著しい上昇を伴うため、降伏強度の上昇を極力抑制し
て、強度の上昇を達成する必要がある。

【０００８】さらに、プレス成形をしたあとの鋼板には
耐デント特性が要求される。耐デント特性は、板厚が一
定の場合、プレス加工して塗装焼付したのちの変形応力
が高いほど良好となる。したがって、同じ降伏強度の鋼
板を考えた場合、低歪域での加工硬化能が高く、かつ塗
装焼付硬化能が高いほど、耐デント特性は向上すること
になる。

【０００９】このようなことから、自動車パネル用に使
用される高強度鋼板は、降伏強度はそれほど高くなく、
著しく加工硬化し、できれば塗装焼付硬化能を合わせ持
つ事が望ましい。勿論、平均ｒ値（深絞り特性）や伸び
（張出特性）などの加工性にも優れていること、さらに
常温で実質的に非時効であることが必要である。

【００１０】一方、自動車の長寿命化のために防錆化が
行われ、前記鋼板にメッキ処理、特に厚目付けが可能な
溶融亜鉛メッキ処理することが進められている。しか
し、この溶融亜鉛メッキは、鋼板の種類によってはメッ
キ密着性が劣化したり、Ｆｅ−Ｚｎの合金反応が大きく
影響されることがある。

【００１１】本発明は、加工性の観点からＴｉおよび／
あるいはＮｂを含有する極低炭素高強度冷延鋼をベース
にするものであるが、さらに鋼中の成分を特定するこ
と、すなわちＭｎとＣｒを積極的に添加して高強度化を
図ると共にメッキ密着性および生産性を向上させ、且つ
強度付与のために含有させるＳｉやＰのメッキ有害性を
緩和せしめ、上述した高強度鋼板の諸特性を供えると共
に、溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性高強度冷延鋼
板の製造方法を提供することを目的とする。

【００１２】

【課題を解決するための手段】上記目的を達成しその狙
いとして、溶融亜鉛メッキ特性が良好であって、しかも
引張強度が３５〜５０kgf/mm² 、降伏強度が１７〜２５
kgf/mm² 、低歪域での加工硬化能の指標であるＷＨ量
（２％変形応力−降伏強度）が４kgf/mm² 以上であり、
かつｒ平均値と伸びが良好で、２次加工脆性の生じにい
高強度冷延鋼板を得るために、本発明は以下の構成を要
旨とする。すなわち、 重量％で、 Ｃ ：０．０００３〜０．０１％、 Ｓｉ：０．０３％超〜０．８％以下、 Ｐ ：０．０１〜０．１２％、 Ｓ ：０．００１〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｎ ：０．０００５〜０．００６０％ を含有し、 Ｍｎ：０．５％超〜３．０％以下および Ｃｒ：０．１〜３．０％の１種または２種、 さらに Ｔｉ：０．００５〜０．１０％および Ｎｂ：０．００３〜０．１０％の１種または２種を含
み， かつ、 Ｍｎ≧３（Ｓｉ＋1/20Ｃｒ）−１．０、 ３５Ｐ−１．５≦（Ｍｎ＋1/20Ｃｒ）≦７５Ｐ＋２．５ であって残部Ｆｅと不可避的不純物からなるスラブを、
Ａｒ³ −１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したの
ち、室温から７５０℃の温度で巻き取り、次いで冷間圧
延し、その後インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めっきする
ことを特徴とする溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性
高強度冷延鋼板の製造方法である。尚、本発明において
は、上記成分のほか、重量％で、Ｂ：０．０００１〜
０．００２０％を含有させてもよい。

【００１３】この様な方法によって上記特性の鋼板を得
るために、本発明者らは、Ｔｉ、Ｎｂの少なくとも１種
を添加した極低炭素鋼をベースに、代表的な固溶体強化
元素であるＳｉ，Ｐ，およびＭｎ，Ｃｒを添加し、冷間
圧延、焼鈍、調質圧延後の引張特性、特に降伏強度と加
工硬化現象を詳細に調査した。その結果、従来から固溶
体強化元素として多用されているＳｉ，Ｐは、（ａ）ま
ず微量の添加で著しく降伏強度を上昇させること、
（ｂ）その結果低歪域での加工硬化率が著しく減少する
ことが判明した。一方、従来固溶体強化元素としてあま
り用いられないＭｎ，Ｃｒを添加すると、（ｃ）降伏強
度は殆ど上昇せず、引張強度が上昇する、（ｄ）その結
果、低歪域での加工硬化率がむしろこれらの添加により
増加するという、極めて重要な新知見を得た。

【００１４】これらの機構についても検討を加えた結
果、（イ）降伏強度はＦｅ元素と添加したＸ元素との原
子半径の差で決定され、原子半径の差が大きいほど増加
する、（ロ）加工硬化率は転位のすべり挙動と深く関係
し、Ｘ元素の添加により積層欠陥エネルギーが低下する
と、転位の交差すべりが困難となる結果転位密度が上昇
し加工硬化率が増加する、という基本原理を構築した。
これによれば、Ｓｉ，ＰはＦｅより著しく原子半径が小
さく、したがって原子半径差が大きくなるので降伏強度
が著しく上昇し、Ｍｎ，Ｃｒは原子半径がＦｅのそれと
極めて近いので殆ど降伏強度を変化させなかったものと
理解できる。一方、加工硬化率と関係する積層欠陥エネ
ルギーへの影響に関しては必ずしも明瞭でないが、初期
加工硬化後の転位構造の電子顕微鏡による詳しい観察結
果から、Ｓｉ，Ｐは調査した添加量の範囲内で殆ど積層
欠陥エネルギーに影響を与えないが、Ｍｎ，Ｃｒはこれ
を低下させる傾向のあることが、初めて明らかとなっ
た。

【００１５】以上の機構により、Ｍｎ，Ｃｒを添加する
と降伏強度は殆ど変化せず、加工硬化率が増加して引張
強度が上昇したものと考える。このような特徴的な挙動
は、上述した本発明の目的を達成するためには、従来の
Ｓｉ，Ｐの添加より、Ｍｎ，Ｃｒの添加のほうが好まし
いことを意味する。したがって、本発明ではＭｎ，Ｃｒ
の積極的な活用を従来技術の基本的な解決手段とする。
ただし、Ｍｎ，Ｃｒの添加だけでは、所望の強度が得ら
れない場合が発生したり、製造コストが上昇したりする
ので、ＳｉとＰの添加との併用も考える。

【００１６】また本発明者らは、Ｍｎ，Ｃｒの積極的な
添加によりＢＨ性も向上するという新知見も得た。これ
は、これらの元素がＣと引力の相互作用を有するため、
ＴｉＣやＮｂＣと平衡するマトリックス中の固溶Ｃをよ
り安定化するので、これらの溶解度積が大きくなり、焼
鈍中に再固溶して残存する固溶Ｃ量が増加したものと考
える。したがって、Ｍｎ，Ｃｒの添加はＢＨ性を付与す
るための新しい手段としても活用できる。また、ＢＨ性
に寄与する固溶Ｃは、極低炭素鋼の欠点として知られて
いる２次加工脆化の防止手段としてもＢと同様に有効で
ある。

【００１７】さらに本発明者らは、従来鋼において強化
元素として多用されているＳｉ，Ｐの添加量を抑制し、
Ｍｎ，Ｃｒを活用する本発明鋼が、とくにゼンジマー方
式の連続溶融亜鉛メッキプロセスによる合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板の製造において、次のような長所を有する新
知見も得た。すなわち、ＰはＺｎとＦｅの合金化反応を
抑制するため、これらの元素を多量に含む鋼板を製造す
るときには、ラインスピードを減少させ生産性を低下せ
ざるをえなかった。また、Ｓｉの添加は上に述べたＰ添
加の問題を有すると共に、メッキ不良という最も基本的
な問題を引き起こす。一方、Ｍｎ，Ｃｒの添加は、この
ような悪影響を持たず、以下に説明するように、特にＳ
ｉ，Ｐの含有量と所定の関係を保つことによりこの様な
問題点を解消できることが判明した。

【００１８】図１は、基準鋼にＰ，Ｍｎ，Ｃｒ量を変化
させ、Ｐ添加量とＭｎ＋Ｃｒ添加量との関係で溶融Ｚｎ
メッキラインにおける標準合金化反応が得られるライン
スピード（Ｖα）を調べたものである。すなわち、Ｃ：
０．００３％，Ｍｎ：０．２％，Ｐ：０．０１％，Ｓ
ｉ：０．０１％，Ｔｉ：０．０１５％，Ｎｂ：０．０１
５％，Ｎ：０．００２５％を含有し、残部実質的にＦｅ
よりなる鋼板（基準鋼）を上記メッキラインで処理し、
この際のラインスピード（Ｖ₁ ）で得られる合金化反応
を標準合金化反応とした。図から明らかのように、Ｐ添
加量が多くなると合金化反応は遅く、標準合金化反応を
得るにはラインスピードを低下しなければならないが、
Ｍｎ＋1/20Ｃｒを多くし適性範囲、すなわち３５Ｐ−
１．５以上にすることにより、標準合金化反応がＰの低
い（添加しない）基準鋼とほぼ同等のラインスピード
（Ｖ_0.9 ）で得られ、生産性の低下を防ぐことができる
ことがわかる。また図１には、上記各成分とプレス加工
時に起こるメッキ表面が剥離するパウダリングの関係を
示した。この現象もＰ含有量とＭｎ＋1/20Ｃｒ量の影響
を受ける。すなわち、図の左上直線に示すように、（Ｍ
ｎ＋1/20Ｃｒ）≦７５Ｐ＋２．５に調整することにより
パウダリングの発生を防ぐことができる。

【００１９】図２は、上記基準鋼を基に、Ｓｉのメッキ
性不良に及ぼすＭｎ，Ｃｒの影響を示したものであり、
Ｓｉ量を増加すると、メッキ性不良を起こすが、Ｍｎ量
を増加し、Ｍｎ≧３（Ｓｉ＋1/20Ｃｒ）−１．０に調整
することにより、これを防止することができることを明
らかにしている。

【００２０】本発明は、以上のような知見に基づいて構
築したものであり、以下にその成分範囲および処理条件
を限定した理由を説明する。

【００２１】Ｃは成品の材質特性上重要な元素であり、
０．０００３％未満になると粒界強度が低下し、２次加
工脆性が発生する。また製造コストが著しく増加するの
で、その下限を０．０００３％とする。一方、０．０１
％超になると強度は上昇するが、成形性が著しく低下す
る。従って、その上限を０．０１％とする。

【００２２】Ｓｉは、安価に強度を上昇する元素として
知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応
じて変化するが、下限を０．０３％超とする。一方、添
加量が０．８％超となると、降伏強度が上昇しすぎてプ
レス時に面歪が発生する。さらに溶融亜鉛メッキの密着
性の低下、合金化反応の遅延による生産性の低下などの
問題が発生するので、その上限を０．８％とする。

【００２３】Ｍｎは、降伏強度をあまり上昇させず強度
を増加させる有効な固溶体強化元素であり、かつ焼付硬
化能を付与したり、溶融亜鉛メッキ性を改善する効果も
有するので、本発明においては積極的に添加する。この
様な効果を現わすには０．５％超の添加を必要とする。
一方、３．０％を超えると焼鈍後低温変態生成物が増加
し、降伏強度が著しく増加したり延性が低下したりす
る。さらに、平均ｒ値も低下するのでその上限を３．０
％とする。

【００２４】ＣｒもＭｎ同様、降伏強度をほとんど上昇
させず強度を増加させる有効な元素であり、焼付硬化能
を向上させ、かつ亜鉛メッキの合金化反応を早めるの
で、本発明では積極的に利用する。しかし、その含有量
が０．１％未満では効果が現れず、好ましい添加下限は
０．５％超である。また、３％を超えると熱延板の酸洗
性が低下したり、亜鉛メッキ不良を引き起こすので製品
板の化成処理性が劣化したりするので、その範囲を０．
１〜３％とする。上記したＭｎ及びＣｒは必ずしも複合
添加する必要は無く、何れか一方の添加で良いが、目的
とする特性を最も有効に付与するために、特に溶融Ｚｎ
メッキに置ける合金化反応を促進し、ラインスピードを
向上させるために（Ｍｎ＋1/20Ｃｒ）を３５Ｐ−１．５
以上とし、パウダリング発生の防止のためには、（Ｍｎ
＋1/20Ｃｒ）を７５Ｐ＋２．５以下とすることがよい。
これは、ＭｎとＣｒは合金化反応を促進する元素であ
り、ＭｎあるいはＣｒの添加によって、Ｐが合金化を遅
らせる効果を顕著に緩和する効果が認められたことに基
づくものである。このことは、Ｍｎ、ＣｒがＰおよびＣ
の粒界偏析を抑制することによるものと考えられる。一
方、Ｍｎ、Ｃｒが多すぎると合金化が進み過ぎるのでＭ
ｎ＋1/20Ｃｒの上限を７５Ｐ＋２．５とするものであ
る。また、メッキ密着性のためには、Ｍｎ≧３（Ｓｉ＋
1/20Ｃｒ）−１．０に調整することが好ましい。これ
は、Ｍｎにメッキ性を向上させる効果に基づくものであ
る。

【００２５】Ｐは通常０．０４％未満とする。一方Ｐは
Ｓｉ同様、安価に強度を上昇する元素として知られてお
り、狙いとする強度レベルに応じてその添加量を変化さ
せることができる。すなわち、引張強度を上昇させるた
めには、その添加量を適宜調整する。しかし、添加量が
０．１２％超となると、降伏強度が上昇しすぎてプレス
時に面形状不良を引き起こす。さらに、連続溶融亜鉛メ
ッキ時に合金化反応が極めて遅くなり、生産性が低下す
る。また、２次加工脆化も発生する。したがって、上限
値を０．１２％とする。また、強度を上昇させるために
有効な元素であるので、下限を０．０１％とする。

【００２６】Ｓ量は低い方が好ましいが、０．００１％
未満になると製造コストが上昇するので、これを下限値
とする。一方、０．０１５％超になるとＭｎＳやＴｉＳ
などの硫化物が数多く析出し、加工性が劣化するので、
これを上限値とする。

【００２７】Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．０１％
未満ではＴｉの添加歩留が低下する。一方、０．１％超
になるとコスト上昇を招く。また、Ｎｂ単独添加の極低
炭素鋼の場合には、ＡｌＮとしてＮを固定する役割も有
する。

【００２８】Ｔｉは、全部のＮ、あるいはＣやＳの一部
あるいは全部を固定することにより、極低炭素鋼の加工
性と非時効性を確保する役割を有する。Ｔｉは、全量の
ＮをＴｉＮとして固定するので、Ｔｉ^＊＝Ｔｉ−３．４
Ｎとした時２≦Ｔｉ^＊／Ｃ≦２０とする事が好ましく、
かつ０．００５〜０．１０％とする。Ｔｉが０．００５
％未満ではその添加効果が現れず、一方、０．１％以上
となると著しい合金コストの上昇を招くからである。

【００２９】Ｎｂは、Ｃの一部あるいは全部をＮｂＣと
して固定することにより、極低炭素鋼板の加工性と非時
効性を確保する役割を有する。Ｎｂ量が０．００３％未
満では、その添加効果が現れないので、これを下限値と
する。一方、Ｎｂ量が０．１０％超になると著しい合金
コストの上昇と、再結晶温度の上昇、さらに加工性の低
下を招くので、上限値を０．１０％とする。Ｔｉおよび
Ｎｂは何れか一方の添加でもよい。

【００３０】Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．００
０５％未満にするには著しいコスト上昇を招く。一方、
余り多いと多量のＮｂやＡｌの添加が必要になったり、
加工性が劣化したりするので、０．００６０％を上限値
とする。

【００３１】Ｂは必要に応じて添加する。即ちＢは、Ｎ
が事前に固定されている場合には結晶粒界に偏析し、２
次加工脆化の防止に有効であり、０．０００１％未満で
は、その効果が不充分であるが、０．００２０％超にな
ると添加コストの上昇やスラブ割れの原因となる。

【００３２】本発明は以上のように構成されるが、この
様な成分で所望の特性を持つ高強度冷延鋼板とするに
は、以下の方法で製造することが好ましい。すなわち、
通常の方法で製造したスラブを熱延するに際し、その仕
上げ温度を、成品板の加工性を確保するという観点から
Ａｒ₃ −１００℃以上とし、また、巻き取り温度を室温
から７５０℃とするのがよい。本発明はその成品材質が
熱延巻き取り温度の影響をあまり受けないという特徴を
有する。これは、ＮがＴｉＮとして固定された極低炭素
鋼であるということに加え、ＭｎやＣｒなどをかなり添
加しており熱延板の組織が著しく微細で均一化している
ことも一因と考えられる。巻き取り温度で７５０℃を上
限目標としたのは、コイル両端部での材質劣化に起因す
る歩留減少を防止する観点からである。

【００３３】冷間圧延は通常の条件でよく、焼鈍後の深
絞り性を確保する目的から、その圧下率は５０％以上と
する。本発明はライン内焼鈍方式の連続溶融メッキを行
うが、その焼鈍温度は、７００℃〜９００℃とするのが
よく、焼鈍温度が７００℃未満では、再結晶が不充分で
あること、また、加工性やＢＨ性は焼鈍温度の上昇とと
もに向上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板
の平坦度が悪化するからである。焼鈍後メッキ温度近傍
まで鋼板を冷却し、メッキ浴に通してから合金化処理を
行う。

【００３４】かくして、本発明によれば、溶融メッキ特
性に優れ、引張強度が３５〜５０kgf/mm² 、降伏強度が
１７〜２５kgf/mm² 、低歪域での加工硬化能の指標であ
るＷＨ量（２％変形応力−降伏強度）が４kgf/mm² 以上
で、かつ平均ｒ値と伸びが良好で、２次加工脆性の生じ
にくい高強度冷延鋼板を製造できる。次に本発明を実施
例にて説明する。

【００３５】

【実施例】表１に示す組成を有する鋼を溶製し、スラブ
加熱温度１１５０℃、仕上げ温度９００℃、巻き取り温
度５００℃の条件で熱間圧延し、４．０mm厚の鋼板とし
た。酸洗後、８０％の圧下率の冷間圧延を施し０．８mm
の冷延板とし、次いで最高加熱温度８２０℃まで加熱し
てから冷却し、４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキを行い
（浴中Ａｌ濃度は０．１１％）、さらに加熱して５２０
℃で２０秒間合金化処理後約１０℃／秒で室温まで冷却
した。得られた合金化亜鉛メッキ鋼板について機械的性
質と共に、不メッキの有無、メッキ密着性、およびメッ
キ皮膜中のＦｅ濃度を測定した。これらの結果も表２に
まとめて示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【表２】

【００３８】ここで、不メッキの有無は、目視により判
定した。また、メッキ密着性は１８０°密着曲げを行
い、亜鉛皮膜の剥離状況を、曲げ加工部にセロテープを
接着したのち、これをはがしてテープに付着した剥離メ
ッキ量から判定した。評価は、〇（良好＝剥離殆どな
し）、×（不良＝剥離あり）で示した。

【００３９】また、メッキ層中のＦｅ濃度は、Ｘ線回折
によって求めた。評価は、〇（良好＝Ｆｅ濃度ほぼ１０
％程度）、×（不良＝Ｆｅ濃度５％以下）で示した。

【００４０】表２から明らかなように、本発明鋼は、従
来鋼の同レベルの引張試験値を有する高強度鋼板と比較
してＹＰ（降伏点）が低く、かつＷＨ（加工硬化性）と
ＢＨ（塗装焼付硬化）性も付与できるので、たとえば自
動車の外・内板パネルには好適の材料である。さらに、
従来鋼と比較し本発明鋼は不メッキがなく、メッキ密着
性が良好であり、合金層中のＦｅ濃度も望ましい相と考
えられているδ₁ 相のそれに相当する量となっている。
これは、本発明においてはメッキ密着性を劣化させるＳ
ｉや合金化反応を抑制するＰやＳｉを極力低減し、Ｍｎ
やＣｒを添加して強度を上昇させているためと考えられ
る。

【００４１】

【発明の効果】以上の説明から明らかなように、本発明
により従来にないプレス成形性に優れた高強度冷延鋼板
が得られる。また、本発明鋼は溶融亜鉛メッキ特性も良
好であり、防錆機能も発揮できる。その結果、本発明鋼
を自動車のボディやフレームなどに使用すると、板厚の
軽減すなわち車体の軽量化が可能となるので、最近話題
となっている地球環境の保全にも本発明は大きく寄与で
きる。

【図面の簡単な説明】

【図１】メッキの合金化速度およびパウダリングに及ぼ
すＰと（Ｍｎ＋1/20Ｃｒ）の関係を示す図。

【図２】メッキ密着性に及ぼす（Ｓｉ＋1/20Ｃｒ）とＭ
ｎとの関係を示す図。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁶ 識別記号 庁内整理番号 ＦＩ 技術表示箇所 // Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１ Ｃ２２Ｃ 38/00 ３０１Ｔ 38/28 38/28

Claims (2)

(57)【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 重量％で、 Ｃ ：０．０００３〜０．０１％、 Ｓｉ：０．０３％超〜０．８％以下、 Ｐ ：０．０１〜０．１２％、 Ｓ ：０．００１〜０．０１５％、 Ａｌ：０．０１〜０．１％、 Ｎ ：０．０００５〜０．００６０％ を含有し、 Ｍｎ：０．５％超〜３．０％以下および Ｃｒ：０．１〜３．０％の１種または２種、 さらに Ｔｉ：０．００５〜０．１０％および Ｎｂ：０．００３〜０．１０％の１種または２種を含
   み， かつ、 Ｍｎ≧３（Ｓｉ＋1/20Ｃｒ）−１．０、 ３５Ｐ−１．５≦（Ｍｎ＋1/20Ｃｒ）≦７５Ｐ＋２．５ であって残部Ｆｅと不可避的不純物からなるスラブを、
   Ａｒ₃ −１００℃以上の仕上げ温度で熱間圧延したの
   ち、室温から７５０℃の温度で巻き取り、次いで冷間圧
   延し、その後インライン焼鈍型連続溶融亜鉛めっきする
   ことを特徴とする溶融亜鉛メッキ特性に優れた良加工性
   高強度冷延鋼板の製造方法。
2. 【請求項２】 重量％で、Ｂ：０．０００１〜０．００
   ２０％を含有することを特徴とする請求項１記載の溶融
   亜鉛メッキ特性に優れた良加工性高強度冷延鋼板の製造
   方法。