JP3002379B2

JP3002379B2 - 成形加工性に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ塗装焼付け硬化性の変動の少ない自動車用合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3002379B2
Application number: JP6071060A
Authority: JP
Inventors: 裕秀浅野; 文彰中村; 浩作潮田
Original assignee: Nippon Steel Corp
Current assignee: Nippon Steel Corp
Priority date: 1994-04-08
Filing date: 1994-04-08
Publication date: 2000-01-24
Anticipated expiration: 2015-01-24
Also published as: JPH07278770A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は自動車のパネル等に適し
た高度の成形性、加工性と塗装焼付け硬化性を有し、か
つ塗装焼付け硬化性の変動の少ない合金化溶融亜鉛めっ
き高強度冷延鋼板の製造方法に関するものである。

【０００２】

【従来の技術】地球規模の環境問題に端を発して自動車
の軽量化が再び大きな課題となっている。自動車パネル
も軽量化対象の例外ではなく、薄手化への技術開発指向
が強まっている。しかし、一方では自動車用冷延鋼板
は、型設計のＣＡＤ，ＣＡＭ化の進展や顧客の形状に対
する嗜好への対応のため益々成形に対する自由度が求め
られている。すなわち高度の成形加工に耐える材料への
要求が益々強まっている。また、パネル等に対する要求
としては、パネル面品質の飛躍的な向上があげられる。
その技術的な意味合いは面形状とパネルの耐塑性変形
度、すなわち耐デント性の両特性にある。

【０００３】また、自動車の製造コスト低減のために一
体成形が指向され、材質的な変動は最低限にすることが
求められている。先ず、成形加工性に対しては、ｒ値
（ランクフォード値）、伸び値あるいはｎ値が代表指標
であるが、そのレベルは益々高まっている。また、パネ
ルの面品質に対しては、耐面ひずみ性と耐デント性が重
要である。前者は形状凍結性と関連し、低降伏点強度が
要求される。一方、耐デント性は製品の、すなわち成形
加工、アセンブリ組立、取り付け、塗装焼付け後の強度
である。このうち塗装焼付けは通常、１７０℃，２０ｍ
ｉｎ程度の熱処理であり、この熱処理によって硬化する
特性である塗装焼付け硬化性（通常ＢＨ性と称される）
が要求される。塗装焼付け性は、通常１７０℃程度の低
温でも十分拡散し得る鋼中の固溶Ｃ，Ｎによるひずみ時
効を利用する（この場合、ひずみは最終鋼板製造工程で
あるスキンパス圧延によるひずみおよび自動車工場での
成形加工におけるひずみの和である）。

【０００４】このような用途に対しては通常、極低炭素
鋼が使われる。本発明もこの極低炭素鋼の一貫ではあ
る。ＢＨ性付与に関与する溶質元素としては上述のよう
に固溶Ｃ，Ｎが鋼に対しては使われるが、一方、ＢＨ性
は一種の時効性であって常温では成形加工性劣化を引き
起こすのであまり大き過ぎると問題となる。すなわち常
温遅時効あるいは非時効と１７０℃程度の温度での促進
時効との両立ということが必要とされる。時効に対する
温度依存性、すなわち時効の活性化エネルギーはＣとＮ
とでは異なり、Ｃの方が大きく、Ｃの耐時効におよぼす
効果は常温の時効が遅く、高温程速いという特徴を有す
る。そのためＢＨ性付与技術としては固溶Ｃを用いるの
が通常である。

【０００５】極低炭素ＢＨ鋼板の主な製造方法は、特開
昭５９−３１８２７号、特開昭５９−３８３３７号、特
開昭６３−１２８１４９号、および特開平２−１９７５
４９号の各公報に記載されている。いずれもＮｂをＣと
の化学量論的等量以下の範囲で添加する。また、特開平
２−１９４１２６号公報にはＴｉを、Ｃが完全にＴｉＣ
として固定されない範囲で添加する技術が記載されてい
る。さらに成分的には炭化物形成元素を炭素に対して過
剰に添加するが、この炭化物を鋼板製造時の再結晶焼鈍
で溶解させ固溶炭素を確保しようとするもので、溶融亜
鉛めっき鋼板の例として特開昭６３−２４１１２２号公
報にこの技術が記載されている。しかし、これらの方法
では塗装焼付け硬化性の変動を少なくし、かつＰ添加鋼
の合金化速度低下に対する対策は何等示唆されていな
い。すなわち、本発明が目的とするような塗装焼付け性
のばらつきを少なくし、低コストで製造することは従来
技術では困難である。

【０００６】塗装焼付け性の変動を少なく、かつ良好な
形状の鋼板を低コストで製造するには連続溶融亜鉛めっ
きラインでの焼鈍方法が重要なポイントとなる。従来、
Ｐ添加鋼はＰの合金化速度が遅いために、所定の鉄濃度
を得るためにライン速度が軟鋼と比較して遅く、そのた
めに焼鈍後の冷却速度が遅いという欠点があった。一
方、ＢＨ鋼板のＢＨ性は、焼鈍後の冷却速度に敏感であ
り、冷却速度が遅いとＢＨ性が低くなり、変動が多くな
る等の問題がある。

【０００７】

【発明が解決しようとする課題】本発明が解決しようと
する課題は、上述のように高度の加工に耐える成形加工
性と、耐面ひずみ性と耐デント性を兼ね備え、さらに幅
方向の塗装焼付け性のばらつきが少ない冷延鋼板の製造
方法を実現するところにある。この課題を具体的に示せ
ば、加工性に対しては、ｒ値≧１．７、Ｅｌ≧４０％
（尚、Ｅｌはいずれも板厚０．８ｍｍの場合、Ｅｌは板
厚に依存する）、ｎ値≧０．２１、ただし、ＢＨ性は引
張試験で２％予ひずみを与えた後除荷し、１７０℃，２
０ｍｉｎの熱処理を加え、再び引張り、その降伏点強度
を２％予ひずみ時の流動応力から差し引いた値で評価さ
れる。すなわち、２％予ひずみ、１７０℃，２０ｍｉｎ
のひずみ時効試験での降伏点上昇代である。

【０００８】すなわち、本発明では、加工性のレベルと
してｒ≧１．７、Ｅｌ≧４０％（板厚０．８ｍｍ）、ｎ
≧０．２１、（ただし、ｒ値は面内平均値で、圧延方向
に対し、０°、４５°および９０°の方向の特性値をそ
れぞれＸ０、Ｘ４５、Ｘ９０で表わすとすると、（Ｘ０
＋２Ｘ４５＋Ｘ９０）÷４で定義される）の値をすべて
満たすレベルを目的としている。ここでｒ値は深絞り性
に対する指標で、引張方向に対し［幅方向対数ひずみ÷
板厚対数ひずみ］で定義される。Ｅｌは引張試験におけ
る破断伸びである。また、ｎ値は加工硬化指数であり、
材料の流入性を表し、やはり代表的加工性の指標であ
る。

【０００９】

【課題を解決するための手段】本発明は上述の課題を克
服するために、特定の微量元素制御と特定の固溶体強化
元素の添加、及び熱延〜連続溶融亜鉛めっきラインにい
たる特定の条件とを組み合わせる。本発明の骨子とする
ところは、（１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｎ：０．０
０３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：０．３〜
１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：０．０３％
以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７％、Ｎｂ：
０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）の値を０．
７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７２／１４Ｎ
（％）を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる
鋼をＡｒ₃変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後
２ｓ以内に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、冷
却後、酸洗し、続いて７２〜９２％の冷延率で冷間圧延
したのち、無酸化炉を有する連続溶融亜鉛めっき設備に
て、無酸化炉の燃焼空気比を０．８５〜１．２に調整し
ながら、加熱し、還元炉で雰囲気の露点を調整しなが
ら、８００〜８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、３℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却し、その後、４４０〜４６０℃で
溶融亜鉛めっきを施し、続いて５００〜６００℃で合金
化処理を行い、冷却後、続いてスキンパスを伸び率０．
８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性に優れ、
塗装焼付け硬化性を有し、かつ塗装焼付け性の変動の少
ない自動車用合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の製
造方法。

【００１０】（２）Ｃ：０．００１０〜０．００３０
％、Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍ
ｎ：０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、
Ｓ：０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０
７％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量
比）の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）
〜７２／１４Ｎ（％）を含有し、さらにＢ：０．０００
１〜０．００２０％、Ｃｒ：１．５％以下の１種または
２種を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼
をＡｒ₃変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２
ｓ以内に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、冷却
後、酸洗し、続いて７２〜９２％の冷延率で冷間圧延し
たのち、無酸化炉を有する連続溶融亜鉛めっき設備に
て、無酸化炉の燃焼空気比を０．８５〜１．２に調整し
ながら、加熱し、還元炉で雰囲気の露点を調整しなが
ら、８００〜８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、３℃／ｓ
以上の冷却速度で冷却し、その後、４４０〜４６０℃で
溶融亜鉛めっきを施し、続いて５００〜６００℃で合金
化処理を行い、冷却後、続いてスキンパスを伸び率０．
８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性に優れ、
塗装焼付け硬化性を有し、かつ塗装焼付け性の変動の少
ない自動車用合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の製
造方法である。

【００１１】以下、本発明について詳細に説明する。先
ず、本発明者らはＰ添加ＢＨ鋼板のＢＨ性を高めるため
に、検討を行った。その結果、Ｐ添加鋼のＰ濃化層が合
金化速度を低下させているので、無酸化炉を有する連続
溶融亜鉛めっきラインにて、所定の空気比で加熱してＰ
濃化層を形成後、還元炉にて所定の露点で還元を行う
と、Ｐ濃化層が除去され、合金化速度が増加し、ライン
速度が上げられることを利用し、これにより、ライン速
度を落とさず、常に一定以上の冷速が得られるために、
ＢＨ性の変動が少なくすることが可能なことを明らかに
した。

【００１２】以下に実験方法および結果を示す。表１に
示す成分のＰ添加ＢＨ鋼板を使用し、無酸化炉を有する
連続式溶融亜鉛めっき設備を用いて空気比を種々、変化
させて、ＢＨ性と合金化度の関係の調査を行った。その
際、無酸化炉は直火加熱方式で出側板温は６５０〜７０
０℃、還元炉はラジアントチューブ加熱方式で雰囲気は
Ｈ₂１０％−Ｎ₂で水蒸気を吹き込むことにより露点を
調整した、又合金化度は下記に示す基準にて評価した。
製造条件及び結果の一覧を表２及び表３に示す。

【００１３】＜合金化度評価基準＞合金化度は下記基準
で目視評価した。〇：合金化不良無し △：微量合金化不良あり ×：ほぼ全面合金化不良比較例は、現行の通常プロセスにて製造した場合で、還
元炉の露点を調整していないため還元炉内でＰ酸化物が
表層に濃化し、合金化度が低下した。そのため、ライン
速度も低下させたので、冷却速度も低くなり、ＢＨ性も
低下した。本発明例はいずれもＦｅ酸化膜厚を適正に制
御したもので何れも合金化度およびＢＨ性とも良好であ
る。

【００１４】

【表１】

【００１５】

【表２】

【００１６】

【表３】

【００１７】

【作用】次に、個々の構成要件の作用および数値限定理
由について述べる。Ｃ：Ｃは侵入型固溶元素で冷延鋼板の加工性付与、すな
わち集合組織形成や十分大きな結晶粒成長に有害であ
り、極力低下させるが、一方ＢＨは最終の製品板での固
溶炭素量に依存し、そのため最低量必要である。これら
の理由よりＣの下限と上限はそれぞれ０．００１０％、
０．００３０％とする必要がある。尚、望ましくは上限
は０．００２５％とする。

【００１８】Ｎ：Ｎはやはり侵入型固溶元素で有害であ
る。また、常温で拡散しやすいのでＢＨ性と耐常温時効
性の両立も困難なためＢＨ性のために用いることは不利
である。そのため０．００３０％以下とする必要があ
る。Ｓｉ：Ｓｉは固溶体強化にて鋼を強化するが、一方で加
工性・化成処理性を阻害するので上限を０．５％以下と
する。Ｍｎ：Ｍｎも固溶体強化にて鋼を強化する。特に強化の
割りに材料の延性の劣化が少なく好ましい強化元素であ
る。しかし、多すぎる添加は、材料の延性を減じ、加工
性を劣化させる。そのため、Ｍｎは０．３％〜１．５％
の添加とする。

【００１９】Ｐ：Ｐも固溶体強化元素であり、高強度化
に有効であるが、一方で加工性の劣化や、脆性破壊をま
ねくので、０．０３〜０．０８％の添加とする。Ｓ：Ｓは不純物で介在物を形成し、鋼の加工性を減じる
ので、０．０３％以下とする必要がある。好ましくは
０．００４％未満とすべきである。Ａｌ：Ａｌは脱酸に使用する。また、侵入型不純物であ
るＮ固定の補助にも使われる。そのため酸可溶Ａｌとし
て０．００５％は必要である。一方、０．０７％を越え
る添加は鋼の加工性を劣化させる。

【００２０】Ｎｂ：Ｎｂは本発明にあっては極めて重要
な元素であり、０．０３％を上限とする。更に本発明に
あっては、ＣとＮｂに関して次の関係を満たす必要があ
る。０．７０≦Ｎｂ／Ｃ（原子比）≦１．３０この関係式の下限値未満では、鋼板中の固溶Ｃが多す
ぎ、ｒ値、伸び等の加工性が低下する。関係式の上限値
を超えるとＮｂＣの溶解温度が高くなり、焼鈍時にＮｂ
Ｃを分解できず、ＢＨ性に必要な固溶Ｃが得られず、十
分なＢＨ性が得られない。

【００２１】Ｔｉ：ＴｉはＮ固定のため添加する。しか
し多すぎる添加は微細なＴｉＣを熱延段階で形成し、良
好な再結晶集合組織が得られない。そのためＮの化学量
論的等量（４８／１４×Ｔｉ（％））の０．５〜１．５
の範囲で添加する。Ｎが少量過剰になる場合があるがそ
の場合には本発明の特定熱延にて残存のＮはＡｌＮとし
て固定され冷延前に固溶Ｎが残存することはない。

【００２２】本発明では最終製品ではＢＨ性付与のため
固溶炭素が残存し、そのため結晶粒界にも炭素が偏析し
二次加工脆化に対しては良好であるが、さらに厳しい耐
二次加工脆化が求められる場合はＢを添加する。Ｂの添
加量は０．０００１％未満ではその効果がなく、０．０
０２０％を越える添加は鋼の加工性を劣化させる。より
好ましくは０．０００８％以下の添加とすべきである。

【００２３】さらに強度を補う場合にはＣｒを１．０％
以下添加する。Ｃｒは固溶体強化能としては小さいが加
工硬化特性を改善し、高強度化の割にｎ値の劣化を最小
限にする好ましい元素である。１．０％を越える添加は
経済的ではない。下限の規定は特に必要ないが、０．０
２％未満では有効性は認められない。好ましくは０．１
〜１．０％とする。

【００２４】熱延条件：熱延はＡｒ₃変態点以上の温度
で終了する。α相域での熱延はｒ値形成に悪影響をおよ
ぼす。熱間圧延後の冷却条件は重要である。熱延板の結
晶粒界は再結晶焼鈍時にｒ値に好ましい結晶方位の核発
生位置であり、細粒の組織ほど核生成が活発となり良好
なｒ値が得られる。そのため圧延終了後２ｓ以内で急冷
する必要がある。２ｓを越えては粗大な熱延組織となり
良好なｒ値が得られない。好ましくは０．８ｓ以内に急
冷すべきである。急冷速度は通常とられるスプレー等の
冷却速度である３０℃／ｓ以上程度でよいが好ましくは
５０℃／ｓ以上で、１００℃程度以上冷却する。

【００２５】巻取温度は６５０〜７７０℃とする必要が
ある。これにより熱延段階で残存したＣ等の固溶不純物
を十分にスカベンジングさせる。６５０℃未満では拡散
が十分でなくスカベンジングの効果がない。一方、７７
０℃を越えると結晶粒成長が生じ、特定の熱延を行った
効果が失われる。より好ましくは、巻取温度は７００〜
７７０℃とする。冷延条件：冷延率は、高ｒ値とするた
めに７２〜９２％と高めとする必要がある。好ましくは
７７％以上である。９５％を越える冷延率は現状の設備
等を考えると現実的でない。

【００２６】溶融亜鉛めっき条件：冷延後、無酸化炉を
有する連続溶融亜鉛めっきラインにて、焼鈍および溶融
めっきを行なう。その際は、無酸化炉の燃焼空気比と還
元炉の雰囲気の露点を調整することにより鋼板表面の酸
化皮膜厚を制御する。この理由は、焼鈍炉内で鋼板表面
に適正なＦｅ酸化皮膜を存在させることによりＰ酸化物
の形成を抑制し、合金化不良を防止するためである。無
酸化炉において燃焼空気比は、通常は０．８５〜１．２
の範囲で調整する。０．８５以下だと十分なＦｅ酸化皮
膜厚が得られず、１．２を超える場合は燃焼効率が低下
するので好ましくない。鋼板表面のＦｅ酸化皮膜厚は特
に限定するものではないが１００Å〜１０００Åで生成
させるのが好ましい。１００Å以下だとＳｉ酸化物の表
面濃化の抑制効果が不十分であり、１０００Åを超える
と焼鈍炉内のロールにＦｅ酸化皮膜がピックアップする
等の問題点を生じる。

【００２７】燃焼空気比は、無酸化炉出側で鋼板表面の
酸化膜厚を測定し適正なＦｅ酸化皮膜厚となる様に調整
する。又、鋼板表面の酸化膜厚を測定できない場合は、
無酸化炉内での板温、鋼板の在炉時間、雰囲気、鋼中Ｐ
濃度等のデータよりＦｅ酸化皮膜厚をシュミレーション
により計算し、適正となる様に燃焼空気比を調整しても
良い。還元炉において雰囲気の露点調整機能を付与する
のはＦｅ酸化膜の還元反応を適正に制御するためであ
る。雰囲気の組成は、Ｈ₂を１〜７０％の範囲で含むＮ
₂ガスを用いる。露点は炉内に水蒸気を導入することに
より操作する。還元炉出側でのＦｅ酸化皮膜厚は特に限
定するものではないが通常２００Å以下が好ましい。２
００Åを超える場合は合金化度が低下する。露点は、還
元炉出側での鋼板表面の酸化膜厚を測定し適正となる様
に調整する。又、鋼板表面の酸化膜厚を測定できない場
合は、無酸化炉における場合と同様にＦｅ酸化皮膜厚を
シュミレーションにより計算し調整しても良い。

【００２８】さらに、還元雰囲気での板温度は８００〜
８８０℃とする必要がある。加熱、すなわち焼鈍は｛１
１１｝方位の揃った、かつ十分大きな再結晶集合組織を
得るためと、そしてＮｂＣを一部ＮｂとＣに溶解し固溶
炭素を確保しＢＨ性を付与させるため、８００℃は必要
となる。一方、８８０℃を越える焼鈍では結晶粒が大き
くなりすぎてプレス成形時の肌荒れという欠陥につなが
る。尚、加工性とＢＨ性の確保のために高温保持時間も
重要であり、２０ｓ以上保持する必要がある。焼鈍後の
冷却速度は３℃／ｓ以上とする。下限値未満では固溶Ｃ
がＮｂＣとして析出し、十分なＢＨ性が得られない。

【００２９】続いて、４４０〜４６０℃でＺｎのポット
に浸漬し、溶融亜鉛めっきを施す。その後、直ちにスト
リップを引き上げて、５００〜６００℃の温度でＺｎめ
っき層のＺｎ−Ｆｅ合金化処理を行なう。４４０〜４６
０℃の温度はＺｎの溶融状態から決まる温度であり、合
金化温度は適切な合金層構造を得るための条件である。
すなわち、５００℃未満では十分な合金化が進まず、６
００℃を超えると合金化が進みすぎて、硬いΓ層が増
し、成形加工時に剥離するいわゆるパウダリング特性が
劣化する。スキンパスの伸び率は０．８〜１．５％とす
る。下限値未満では、製品板で降伏伸びが残存し、パネ
ルのプレス時等にストレッチャーストレーンが生じる。
上限値を超えると加工硬化を生じ、降伏点強度が上昇
し、プレス性を低下させる。

【００３０】

【実施例】次に実施例について述べる。表４に示す化学
成分を有する鋼を転炉にて出鋼し、溶製した。いずれも
ＲＨ真空脱ガスにて極低炭素としている。これらの鋼の
内、鋼符号Ａ〜Ｇの鋼は本発明にしたがっているが、そ
れ以外は下線をひいた項目において本発明と異なる。こ
れらの鋼を連続鋳造にてスラブとした後熱延を行なっ
た。酸洗後冷延し、続いて無酸化炉を有する連続溶融亜
鉛めっきラインを通板し、製品とした。各々の操業条件
を表５に示す。なお、熱延加熱温度は１１１０〜１２０
０℃であった。結果の機械試験値を表６に示す。機械試
験はＪＩＳＺ２２０１記載の５号試験片を用い、同Ｚ２
２４１記載の方法に従って行ない、降伏点強度ＹＰ、引
張強度ＴＳ、破断伸びＥｌを測定した。また、１０％〜
２０％ひずみよりｎ値を計算した。

【００３１】塗装焼付け性の評価は、前に述べたＢＨ性
で示した。また、耐常温時効性を評価するため４０℃で
３０日間置いた後の降伏点伸びの復元量をＹＰ−Ｅｌで
示した。ＹＰ−Ｅｌはストレッチャーストレーン欠陥に
対応する量で０．２％以内でないとこの欠陥が発生す
る。めっき特性としては合金化層の合金化状況およびパ
ウダリング性で評価した。合金化状況は目視による試験
で評価した。パウダリング性は絞り比２．２で円筒深絞
り成形を行い、下式で剥離割合を求めパウダリング評価
とした。

【００３２】Ａ：成形前のブランクの重量Ｂ：成形後のカップの側面の内外面を粘着テープで剥離
したカップの重量（＝パウダリングによって剥離した状態）Ｃ：成形後のカップを酸洗した後の重量パウダリング指標Ｐ＝（Ａ−Ｂ）／（Ａ−Ｃ）×１０
０（％）このＰの値は小さいほど良好で、４０％以下は極めて良
好である。通常、自動車用に使用される合金化溶融亜鉛
めっき鋼板ではＰ値は３０〜５０％（亜鉛目付量は４０
〜５０ｇ／ｍ² ）。

【００３３】

【表４】

【００３４】

【表５】

【００３５】

【表６】

【００３６】表６から明白なように本発明にしたがった
鋼板（Ａ〜Ｇ）は、３０ＭＰａ以上のＢＨ性を有し、伸
び、ｒ値、ｎ値が良好（高成形加工性）で、時効性も常
温時効でのＹＰ−Ｅｌの復元はほとんどなく、常温非な
いし遅時効性を示す。また、めっき特性も良好である。
これに対し、比較の鋼板ではこれらすべての特性を満た
すものはない。Ｈの鋼では、連続溶融亜鉛めっきライン
で燃焼空気比が下限値未満なので、還元炉でＰ濃化層を
除去できなかったため、合金化が不十分でライン速度を
低下させた。それに連動して、冷却速度も低下し、ＢＨ
性が低下した。Ｉの鋼では、連続溶融亜鉛めっきライン
での冷却速度が下限値未満であったので、ＢＨ性が低下
した。

【００３７】Ｊの鋼では、連続溶融亜鉛めっきラインで
の合金化温度が下限値未満なので、めっき特性が劣化し
た。Ｋの鋼では、Ｎｂが上限値を超えたので、ＮｂＣの
溶解温度が上昇し、連続焼鈍時にＮｂＣがほとんど溶解
できず、必要な固溶Ｃが得られなかった。そのため、Ｂ
Ｈ性が低下した。Ｌの鋼では、Ｃが上限値を超えたの
で、固溶Ｃが多すぎ、ｒ値、伸びが低下した。また、時
効後の降伏点伸びも０．２％を超え、時効性に劣る。Ｍ
の鋼では、連続溶融亜鉛めっきラインでの焼鈍温度が下
限値未満だったので、ＢＨ性、ｒ値、伸びが、低下し
た。

【００３８】

【発明の効果】自動車は環境問題とも関係し、燃費軽減
のためその車体重量を軽くしようとしている。パネルも
例外ではなく、自動車重量に占める割合が大きくむしろ
重要視されている。一方、パネルは自動車品質の最も目
立つところであり、その意匠性の重要さは益々高まって
いる。このことは複雑な形状が益々要求されることにつ
ながる。このような観点から本発明の目的とするような
優れた加工性と塗装焼付け硬化性を兼ね備えることは極
めて重要である。この塗装焼付け硬化性を安定的に付与
し、さらに合金化溶融亜鉛めっきを高い生産性で施すこ
とを可能にした本発明の意義は極めて大きい。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (56)参考文献国際公開92／14854（ＷＯ，Ａ１) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C23C 2/00 - 2/40 C22C 38/00,38/14 C21D 8/14,9/48

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：
０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７
％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）
の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７
２／１４Ｎ（％）を含有し、残部鉄および不可避的不純
物からなる鋼をＡｒ₃変態点以上の仕上終了温度で熱延
し、熱延後２ｓ以内に急冷を行い、６５０〜７７０℃で
巻取り、冷却後、酸洗し、続いて７２〜９２％の冷延率
で冷間圧延したのち、無酸化炉を有する連続溶融亜鉛め
っき設備にて、無酸化炉の燃焼空気比を０．８５〜１．
２に調整しながら、加熱し、還元炉で雰囲気の露点を調
整しながら、８００〜８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、
３℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、その後、４４０〜４
６０℃で溶融亜鉛めっきを施し、続いて５００〜６００
℃で合金化処理を行い、冷却後、続いてスキンパスを伸
び率０．８〜１．５％で行なうことを特徴とする成形性
に優れ、塗装焼付け硬化性を有し、かつ塗装焼付け性の
変動の少ない自動車用合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延
鋼板の製造方法。
【請求項２】Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、
Ｎ：０．００３０％以下、Ｓｉ：０．５％以下、Ｍｎ：
０．３〜１．５％、Ｐ：０．０３〜０．０８％、Ｓ：
０．０３％以下、酸可溶Ａｌ：０．００５〜０．０７
％、Ｎｂ：０．０３％以下でかつＮｂ／Ｃ（原子量比）
の値を０．７〜１．３、Ｔｉ：２４／１４Ｎ（％）〜７
２／１４Ｎ（％）を含有し、さらにＢ：０．０００１〜
０．００２０％、Ｃｒ：１．５％以下の１種または２種
を含有し、残部鉄および不可避的不純物からなる鋼をＡ
ｒ₃変態点以上の仕上終了温度で熱延し、熱延後２ｓ以
内に急冷を行い、６５０〜７７０℃で巻取り、冷却後、
酸洗し、続いて７２〜９２％の冷延率で冷間圧延したの
ち、無酸化炉を有する連続溶融亜鉛めっき設備にて、無
酸化炉の燃焼空気比を０．８５〜１．２に調整しなが
ら、加熱し、還元炉で雰囲気の露点を調整しながら、８
００〜８８０℃で２０ｓ以上焼鈍の後、３℃／ｓ以上の
冷却速度で冷却し、その後、４４０〜４６０℃で溶融亜
鉛めっきを施し、続いて５００〜６００℃で合金化処理
を行い、冷却後、続いてスキンパスを伸び率０．８〜
１．５％で行なうことを特徴とする成形性に優れ、塗装
焼付け硬化性を有し、かつ塗装焼付け性の変動の少ない
自動車用合金化溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板の製造方
法。