JP4119832B2 - プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 - Google Patents
プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
- Publication number
- JP4119832B2 JP4119832B2 JP2003427167A JP2003427167A JP4119832B2 JP 4119832 B2 JP4119832 B2 JP 4119832B2 JP 2003427167 A JP2003427167 A JP 2003427167A JP 2003427167 A JP2003427167 A JP 2003427167A JP 4119832 B2 JP4119832 B2 JP 4119832B2
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- steel sheet
- less
- corrosion resistance
- secondary workability
- press formability
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Fee Related
Links
- 229910000831 Steel Inorganic materials 0.000 title claims description 81
- 239000010959 steel Substances 0.000 title claims description 81
- 239000002828 fuel tank Substances 0.000 title claims description 45
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 title claims description 37
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 title claims description 37
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 title claims description 17
- 229910001566 austenite Inorganic materials 0.000 claims description 70
- 238000007747 plating Methods 0.000 claims description 46
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims description 37
- 230000000717 retained effect Effects 0.000 claims description 29
- 239000002184 metal Substances 0.000 claims description 21
- 229910052751 metal Inorganic materials 0.000 claims description 21
- 238000002844 melting Methods 0.000 claims description 18
- 230000008018 melting Effects 0.000 claims description 18
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 17
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims description 13
- 229910052745 lead Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 claims description 10
- 229910052782 aluminium Inorganic materials 0.000 claims description 8
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 8
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 7
- 239000012535 impurity Substances 0.000 claims description 3
- 230000009466 transformation Effects 0.000 description 31
- 229910001563 bainite Inorganic materials 0.000 description 24
- 238000012360 testing method Methods 0.000 description 17
- 238000007598 dipping method Methods 0.000 description 16
- 238000011156 evaluation Methods 0.000 description 16
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 14
- 238000000137 annealing Methods 0.000 description 12
- 239000000463 material Substances 0.000 description 12
- 229910000734 martensite Inorganic materials 0.000 description 11
- 238000003466 welding Methods 0.000 description 9
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 8
- 150000001247 metal acetylides Chemical class 0.000 description 7
- 238000000465 moulding Methods 0.000 description 7
- 229910001567 cementite Inorganic materials 0.000 description 6
- KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N iron;methane Chemical compound C.[Fe].[Fe].[Fe] KSOKAHYVTMZFBJ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 description 5
- 239000000956 alloy Substances 0.000 description 5
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000007423 decrease Effects 0.000 description 5
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910052759 nickel Inorganic materials 0.000 description 5
- 229910001562 pearlite Inorganic materials 0.000 description 5
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 5
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 5
- 229910000859 α-Fe Inorganic materials 0.000 description 5
- 230000008859 change Effects 0.000 description 4
- 239000010960 cold rolled steel Substances 0.000 description 4
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 description 4
- 239000010410 layer Substances 0.000 description 4
- BDAGIHXWWSANSR-UHFFFAOYSA-N methanoic acid Natural products OC=O BDAGIHXWWSANSR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000011282 treatment Methods 0.000 description 4
- 239000011324 bead Substances 0.000 description 3
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 3
- 239000003502 gasoline Substances 0.000 description 3
- JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N iron(III) oxide Inorganic materials O=[Fe]O[Fe]=O JEIPFZHSYJVQDO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 3
- 238000005259 measurement Methods 0.000 description 3
- 238000003825 pressing Methods 0.000 description 3
- 238000002791 soaking Methods 0.000 description 3
- OSWFIVFLDKOXQC-UHFFFAOYSA-N 4-(3-methoxyphenyl)aniline Chemical compound COC1=CC=CC(C=2C=CC(N)=CC=2)=C1 OSWFIVFLDKOXQC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 241001163841 Albugo ipomoeae-panduratae Species 0.000 description 2
- 229910001335 Galvanized steel Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000009471 action Effects 0.000 description 2
- 229910052791 calcium Inorganic materials 0.000 description 2
- 230000001934 delay Effects 0.000 description 2
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 2
- 235000019253 formic acid Nutrition 0.000 description 2
- 239000000446 fuel Substances 0.000 description 2
- 239000008397 galvanized steel Substances 0.000 description 2
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 description 2
- 230000001771 impaired effect Effects 0.000 description 2
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 description 2
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000002244 precipitate Substances 0.000 description 2
- 238000012545 processing Methods 0.000 description 2
- 239000000047 product Substances 0.000 description 2
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 2
- 239000000126 substance Substances 0.000 description 2
- 238000009849 vacuum degassing Methods 0.000 description 2
- 239000013585 weight reducing agent Substances 0.000 description 2
- 241001391944 Commicarpus scandens Species 0.000 description 1
- 229910001209 Low-carbon steel Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000002441 X-ray diffraction Methods 0.000 description 1
- 229910001297 Zn alloy Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000005856 abnormality Effects 0.000 description 1
- 230000002411 adverse Effects 0.000 description 1
- 238000005275 alloying Methods 0.000 description 1
- 229910052787 antimony Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000005452 bending Methods 0.000 description 1
- 230000015572 biosynthetic process Effects 0.000 description 1
- 238000005266 casting Methods 0.000 description 1
- ZCDOYSPFYFSLEW-UHFFFAOYSA-N chromate(2-) Chemical compound [O-][Cr]([O-])(=O)=O ZCDOYSPFYFSLEW-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000012141 concentrate Substances 0.000 description 1
- 238000005336 cracking Methods 0.000 description 1
- 239000013078 crystal Substances 0.000 description 1
- 238000005520 cutting process Methods 0.000 description 1
- 238000000354 decomposition reaction Methods 0.000 description 1
- 238000013461 design Methods 0.000 description 1
- 230000006866 deterioration Effects 0.000 description 1
- 230000002542 deteriorative effect Effects 0.000 description 1
- 238000011161 development Methods 0.000 description 1
- 239000012153 distilled water Substances 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 239000011521 glass Substances 0.000 description 1
- 238000011835 investigation Methods 0.000 description 1
- 230000001050 lubricating effect Effects 0.000 description 1
- 229910052758 niobium Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052761 rare earth metal Inorganic materials 0.000 description 1
- 238000007670 refining Methods 0.000 description 1
- 238000003303 reheating Methods 0.000 description 1
- 238000007790 scraping Methods 0.000 description 1
- 230000000087 stabilizing effect Effects 0.000 description 1
- 239000002344 surface layer Substances 0.000 description 1
- 238000004381 surface treatment Methods 0.000 description 1
- 239000012085 test solution Substances 0.000 description 1
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011573 trace mineral Substances 0.000 description 1
- 235000013619 trace mineral Nutrition 0.000 description 1
- 230000001131 transforming effect Effects 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Chemical compound O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000037303 wrinkles Effects 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Landscapes
- Coating With Molten Metal (AREA)
- Heat Treatment Of Sheet Steel (AREA)
Description
本発明は、自動車の燃料タンク用鋼板として優れたプレス成型性、耐食性および二次加工性を兼備する高強度の防錆鋼板およびその製造方法を提供することにある。具体的には、引張強度４９０ＭＰａ以上の高強度の燃料タンク用鋼板およびその製造方法を提供することにある。
自動車の燃料タンクは、車体のデザインに合わせて最後に設計されることが通常で、その形状は近年益々複雑になる傾向にある。また、燃料タンクは自動車の重要保安部品であるため、この燃料タンクに使用される材料には、極めて優れた深絞り特性が、更には成型後の衝撃による割れが無いことも要求される。これに加えて、孔あき腐食やフィルター目詰まりに繋がる腐食生成物の生成の無い材料で、しかも容易に安定して接合できる材料であることも重要である。
更に、近年の燃費節減の動向に対応すべく軽量化が検討されており、自動車のクロスメンバーやサイドメンバー等の構造部材においては、薄肉化しても強度が確保されるという観点から高強度化が進められている。ところが、一般に材料のプレス成型性は強度が上昇するに従って劣化するので、上記部材の軽量化を達成するためには、プレス成型性と高強度性の両特性を満足する鋼板の開発が求められている。成形性の指標値には引張試験における伸びをはじめとしてｎ値やｒ値があるが、一体成形によるプレス工程の簡略化が課題となっている昨今では均一伸びに相当するｎ値の大きいことがなかでも重要になってきている。
このため、鋼中に含有する残留オーステナイトの変態誘起塑性を活用した熱延鋼板および冷延鋼板が開発されている。これは高価な合金元素を含まずに０．０７〜０．４％程度のＣと０．３〜２．０％程度のＳｉおよび０．２〜２．５％程度のＭｎのみを基本的な合金元素とし、二相域で焼鈍後３００〜４５０℃内外の温度でベイナイト変態を行うことが特徴の熱処理により残留オーステナイトを金属組織中に含む鋼板であり、例えば、特開平１−２３０７１５号公報（特許文献１）や特開平２−２１７４２５号公報（特許文献２）等で開示されている。
しかしながら、燃料タンクには上記技術をそのまま用いることは出来ない。前述の通りに自動車燃料タンクは重要保安部品であるため、成形後の耐衝撃特性が要求される。この特性はプレス成形（１次成形）後の加工特性ということで二次加工性と呼ばれる。従来技術においては、燃料タンクに重要なこの二次加工性についての検討がなされておらず、そのまま燃料タンク用途に用いることが出来ない。この二次加工性が良好な鋼板を開示したものとして特開昭５７−３５６６２号公報（特許文献３）等があるが、強度２７０ＭＰａ級の軟鋼を母材とした検討であり、本発明のような高強度鋼板にはそのまま用いることが出来ない。
本発明は、従来技術の問題点に着目してなされたものであって、その目的は、引張強度４９０ＭＰａ以上の自動車の燃料タンク用鋼板として優れたプレス成型性、耐食性および二次加工性を兼備する高強度の防錆鋼板およびその製造方法を提供することにある。
本発明者らは、上記目的を達成できる燃料タンク用鋼板およびその製造方法を提供するべく、めっき性および鋼板材質、製造方法と鋼板成分との関係について鋭意検討を行い、鋼板成分、組織およびめっき層の融点を適正範囲にすることで良好な特性が得られることに着目して本発明を完成させたものであり、その趣旨とするところは、
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含み、ＳｉとＡｌの関係が、０．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％である鋼板の上に融点が４５０℃以下の溶融金属がめっきされていることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
（１）質量％で、Ｃ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜２．０％、Ｍｎ：０．３〜２．５％、Ａｌ：０．０１〜２．０％、Ｐ：０．０１５％以下、Ｓ：０．０１０％以下を含み、ＳｉとＡｌの関係が、０．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％である鋼板の上に融点が４５０℃以下の溶融金属がめっきされていることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
（２）質量％でさらに、Ｂを０．００２％以下含むことを特徴とする前記（１）記載のプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
（３）Ｚｎ、Ｓｎ、Ｐｂの１種あるいは２種以上を含む融点が４５０℃以下の融点金属がめっきされていることを特徴とする前記（１）または（２）記載のプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
（３）Ｚｎ、Ｓｎ、Ｐｂの１種あるいは２種以上を含む融点が４５０℃以下の融点金属がめっきされていることを特徴とする前記（１）または（２）記載のプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
（４）前記（１）または（２）に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却して、その後Ｓｎを含み、Ｚｎ，Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきして、該鋼板の残留オーステナイトの体積率を２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
（５）前記（１）または（２）に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却を行わず、その後、Ｓｎを含み、Ｚｎ、Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきして、該鋼板の残留オーステナイトの体積率を２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
（６）前記（１）または（２）に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその温度範囲でＳｎを含み、それ以外にＺｎ、Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきした後に、その温度域で１〜２０分以下保持することにより該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
（７）前記（４）〜（６）に記載の方法で製造した後に、更に０．３〜２．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法にある。
（７）前記（４）〜（６）に記載の方法で製造した後に、更に０．３〜２．０％のスキンパス圧延を施すことを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法にある。
本発明で得られる溶融めっき鋼板はプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた引張強度４９０ＭＰａ以上の自動車燃料タンク用高強度鋼板であり、本発明により該鋼板が製造可能になる。
本発明における成分の限定理由は、プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板を提供するためであり、以下に詳細に説明する。
Ｃはプレス成型性を支配するオーステナイト安定化元素であり、二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中から移動しオーステナイト中に濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナイトが室温まで冷却後も２〜２０％残留し、変態誘起塑性により成形性を良好とする。Ｃが０．０５％未満だと２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難である。また、Ｃ濃度が０．２０％を超すことは残留オーステナイトが２０％以上になると同時に溶接性を悪化させる。
Ｃはプレス成型性を支配するオーステナイト安定化元素であり、二相共存温度域およびベイナイト変態温度域でフェライト中から移動しオーステナイト中に濃化する。その結果、化学的に安定化されたオーステナイトが室温まで冷却後も２〜２０％残留し、変態誘起塑性により成形性を良好とする。Ｃが０．０５％未満だと２％以上の残留オーステナイトを確保するのが困難である。また、Ｃ濃度が０．２０％を超すことは残留オーステナイトが２０％以上になると同時に溶接性を悪化させる。
Ｓｉは成形性を確保させると共に燃料タンクに必要な耐食性を具備させるのに重要な元素である。Ｓｉはセメンタイトに固溶せず、その析出を抑制することにより３５０〜６００℃におけるオーステナイトからの変態を遅らせる。この間にオーステナイト中へのＣ濃化が促進されるためオーステナイトの化学的安定性が高まり、変態誘起塑性を起こし、成形性を良好とするのに貢献する残留オーステナイトの確保を可能とする。さらに、Ｓｉは燃料タンクの耐食性に重要な元素である。燃料タンクは蟻酸を含む劣化したガソリンでの耐食性が必要になるが、本発明者らが各鋼中元素の耐食性への影響を調査した結果、鋼中のＳｉが高強度でありながら耐食性を確保できることを見出した。本発明者らの調査による結果、Ｓｉの量が０．５％未満だとその効果が小さく、耐食性を有することが出来ない。一方、Ｓｉ濃度を高くすると鋼板表面のＳｉ系酸化物の影響により不めっきが生じやすくなる。そこで、Ｓｉ量の上限は２．０％以下にする必要がある。
Ａｌは脱酸材としても用いられると同時に、Ｓｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｓｉよりもフェライト形成能が強いため変態開始は早く、ごく短時間の保持でも二相共存温度域での焼鈍時よりオーステナイト中にＣが濃化され、化学的安定性が高まっているので、室温まで冷却後の金属組織に成形性を悪化させるマルテンサイトは僅かしか存在しない。このためＳｉと共存すると３５０〜６００℃での保持条件による強度や伸びの変化が小さく、高強度で良好なプレス成形性を得やすくなる。そのため、Ａｌは脱酸のために０．０１％以上添加し、さらに、残留オーステナイトを確保するためにはＳｉとＡｌの和が０．６％以上にする必要がある。一方、Ａｌ濃度が２．０％を超すとＡｌもＳｉと同様に不めっきを生じやすくなるので２．０％以下に、かつ、Ｓｉとの和も２．０％以下にする必要がある。
Ｍｎはプレス成形性を支配するオーステナイト形成元素であり、また二相共存温度域での焼鈍後３５０〜６００℃に冷却する途上でオーステナイトがパーライトへ分解するのを防ぐので、室温まで冷却した後の金属組織に残留オーステナイトが含まれるようにする。０．３％未満の添加ではパーライトへの分解を抑えるのに工業的な制御ができないほどに冷却速度を大きくする必要がある。一方、２．５％を超すとバンド組織が顕著になり特性を劣化させるし、燃料タンクに使われるスポット、シームあるいはレーザー溶接した際に溶接部内で破断しやすくなるので、２．５％以下にすることが必要になる。
Ｐは不純物として鋼中に不可避に含有される元素であるがＳｉやＡｌやＮｉと同じようにセメンタイトに固溶せず、３５０〜６００℃での保持に際してセメンタイトの析出を抑制し、変態の進行を遅らせる。しかし、Ｐは粒界偏析元素であるので燃料タンクに必要な二時加工性を劣化させる。さらに、Ｐ濃度が高くなると燃料タンクに使われるスポット、シームあるいはレーザー溶接した際に溶接部内で破断しやすくなる。以上の観点から、Ｐ濃度は０．０１５％以下にする必要がある。十分な二次加工性を得るためにはＰ濃度を０．０１０％以下にすることが望ましい。
ＳもＰと同様に鋼中に不可避に含有される元素である。ＳもＰと同じく粒界偏析元素であるので、Ｓ濃度が高くなると燃料タンクに必要な二次加工性を劣化させる。さらに、ＭｎＳの析出が生じる結果延性を低下させると同時に燃料タンクに使われるスポット、シームあるいはレーザー溶接した際に溶接部内で破断しやすくなるので、本発明ではＳ濃度を０．０１０％以下とした。十分な二次加工性を得るためにはＳ濃度を０．０１０％以下にすることが望ましい。
Ｂは、粒界を強化し二次加工性をさらに向上させるために添加することが望ましい。ただし、Ｂは焼入れ性を向上させるためにマルテンサイト組織が得られやすくなる結果、成形性に重要な残留オーステナイトの量を減少させるので０．００２％以下にすることが望ましい。更に、良好な成形性と二次加工性を両立するためには、０．０００３〜０．００１５％の範囲内にすることが望ましい。
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびＦｅ以外にＣｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，ＲＥＭ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｍｇなどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を全体で０．２％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
本発明の鋼板は以上を基本成分とするが、これらの元素およびＦｅ以外にＣｒ，Ｖ，Ｔｉ，Ｎｂ，Ｎｉ，Ｃｕ，Ｓｎ，ＲＥＭ，Ｃａ，Ｚｒ，Ｍｇなどその他の一般鋼に対して不可避的に混入する元素を含むものであり、これら元素を全体で０．２％以下含んでいても本発明の趣旨を何ら損なうものではない。
最終製品としての本発明鋼板の延性は製品中に含まれる残留オーステナイトの体積率に左右される。金属組織に含まれる残留オーステナイトは変形を受けていない時は安定に存在するものの、変形が加えられるとマルテンサイトに変態し、変態誘起塑性を呈するので良好な成形性が高強度で得られる。残留オーステナイトの体積率が２％未満でははっきりとした効果が認められない。一方、残留オーステナイトの体積率が２０％を超すと極度に厳しい成形を施した場合、プレス成形した状態で多量のマルテンサイトが存在する可能性があり二次加工性や衝撃性において問題を生じることがあるので、本発明では残留オーステナイトの体積率を２０％以下とした。望ましくは、成形性と二次加工性を両立するためには残留オーステナイト組織は３〜１０％にすることが望ましい。本発明での組織は、その他、フェライト、ベイナイト、マルテンサイトおよび炭化物を含むものである。
本発明の燃料タンク用溶融亜鉛めっき鋼板は上記成分、残留オーステナイトを有する鋼板の上に融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきしたものとしている。本発明で目的とする鋼板は、化学的に安定化されたオーステナイトを室温状態で残留させ、変態誘起塑性により良好な成形性を有する母材にめっきを行うことで成形性、二次加工性に加え耐食性をも兼ね備えた鋼板である。残留オーステナイトを室温状態で安定化させるに、ベイナイト変態を利用することでＣ濃度の高いオーステナイト粒を残留させる。溶融金属の融点が４５０℃を超えた場合、３５０〜５００℃でのベイナイト変態を終え一旦室温に冷却した後に溶融めっきを施すと再加熱のめっき処理により組織が変化する結果、良好な成形性と二次加工性を確保できなくなる。また、溶融めっき後に３５０〜５００℃のベイナイト変態を施す場合には、溶融金属の蒸発または通板した場合のめっき鋼板の焼付けなどが生じるので、生産性およびめっき鋼板の外観が著しく阻害される。そのため、本発明においてはめっき時の溶融金属の融点の上限を４５０℃とした。
また、本発明の溶融めっきはＺｎ，Ｓｎ，Ｐｂの１種あるいは２種以上を含むものである。これらは燃料タンクでの耐食性の観点および成形性の観点から必要な元素である。Ｚｎは鋼板の腐食を防止する犠牲防食作用を有する。Ｓｎ，ＰｂはＺｎのように犠牲防食作用は有さないものの燃料タンク用途に重要なガソリンに対する耐食性に非常に優れる。さらに、Ｚｎ，Ｓｎ，Ｐｂは硬質な合金層を形成しないために母材の成形性を劣化させずに良好なプレス成型性を有する。本発明の溶融めっきは以上を基本とするが、更に、Ａｌ，Ｍｎ，Ｓｂ，Ｃａ，Ｍｇなどの微量元素が合計で、例えば０．５％以下含有されても本発明の趣旨を何ら損なうことはなく、場合によっては特性を向上させることもある。また、めっき層の上にＮｉやＦｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｎなどのめっきをさらに施すことや、クロメートや潤滑皮膜処理などの各種表面処理をすることも本発明の趣旨を何ら損なうことはなく、場合によっては特性を向上させることもある。
次に、本発明の燃料タンク用溶融めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の高強度鋼板は、上記の様な成分組成の要件を満足する成分組成を満足する鋼の冷延鋼板あるいは熱延鋼板を以下のいずれかの方法により製造することで、プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造が容易となる。（１）７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらに、その範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却し、その後に溶融めっきを行う。
本発明の高強度鋼板は、上記の様な成分組成の要件を満足する成分組成を満足する鋼の冷延鋼板あるいは熱延鋼板を以下のいずれかの方法により製造することで、プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造が容易となる。（１）７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらに、その範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却し、その後に溶融めっきを行う。
（２）７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に溶融めっきを行う。
（３）７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその温度範囲で溶融めっきした後にその温度域で１〜２０分以下保持する。
上記は７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却するところまでは同じでその後の製造方法が異なる。
（３）７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその温度範囲で溶融めっきした後にその温度域で１〜２０分以下保持する。
上記は７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却するところまでは同じでその後の製造方法が異なる。
まず、〔フェライト＋オーステナイト〕の２相組織とするためにＡｃ1 変態点以上Ａｃ3 変態点以下の温度域に加熱が行われる。このときに加熱温度が７００℃未満であると、セメンタイトが再固溶するのに時間がかかり過ぎオーステナイトの存在量もわずかになるので、加熱温度の下限は７００℃とすることが望ましい。また、加熱温度が高すぎるとオーステナイトの体積率が大きくなり過ぎてオーステナイト中のＣ濃度が低下することから、加熱温度の上限は９００℃とすることが望ましい。均熱時間としては、短すぎると未溶解炭化物が存在する可能性が高く、オーステナイトの存在量が少なくなる。また、均熱時間を長くすると結晶粒が粗大になる可能性が高くなり強度延性バランスが悪くなる。よって、本発明では保持時間を１０秒〜６分の間とすることが望ましい。さらに望ましくは、７５０〜８７０℃の二相共存温度域で６０秒から３分である。
均熱後は２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却する。これは、二相域に加熱して生成させたオーステナイトをパーライトに変態させることなくベイナイト変態域に持ち越させることを目的とする。この時の冷却速度が２℃／秒以下では冷却中にオーステナイトの大部分がパーライト変態をしてしまうために残留オーステナイトが確保されないので望ましくない。また、冷却速度が２００℃／秒を超えると冷却終点温度が幅方向、長手方向でずれが大きくなり均一な鋼板を製造することができなくなるので望ましくない。安定してパーライト変態を制御するためには、冷却速度は１０〜１５０℃／ｓにするのが望ましい。
冷却後には、（１）３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却し、その後に溶融めっきを行う、（２）３５０〜５００℃の範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に冷却することなく溶融めっきを行う。（３）３５０〜５００℃の範囲の温度域で溶融めっきした後にさらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持する方法のいずれかを行うことが望ましい。以下に、それぞれについて説明する。
まず、（１）の方法について説明する。
３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却し、その後に溶融めっきを行うのは、以下の理由から望ましい。３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分保持することで、ベイナイト変態を行わせ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｓ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が３５０℃未満ではベイナイト変態が不十分でありオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成形性が悪化するので望ましくない。また、保持温度が５００℃を超えるとベイナイト変態と共に炭化物の生成が生じる結果、残留オーステナイト量が減少しプレス成形性が悪化する。
３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却し、その後に溶融めっきを行うのは、以下の理由から望ましい。３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分保持することで、ベイナイト変態を行わせ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｓ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が３５０℃未満ではベイナイト変態が不十分でありオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成形性が悪化するので望ましくない。また、保持温度が５００℃を超えるとベイナイト変態と共に炭化物の生成が生じる結果、残留オーステナイト量が減少しプレス成形性が悪化する。
保持時間が１分以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化するので望ましくない。また、保持時間が１０分を超えると未変態中のオーステナイトからＣが溶出し炭化物を生成する結果、成形性が劣化するので望ましくない。さらに、成形性を安定的に確保するには、３５０〜４５０℃の範囲で３〜８分の保持が望ましい。
さらに、保持後の室温までの冷却速度については特に規定しないが、平均で２℃／秒以上とすると冷却時のベイナイト変態を抑制し残留オーステナイトの量が変化しないので望ましい。その後、４５０℃以下の溶融金属中に鋼板を浸漬させることで溶融めっきを行う。４５０℃を超えた温度で溶融めっきを行うと残留オーステナイトから炭化物が析出することによる材質劣化に加え、オーステナイトから固溶Ｃが溶解することで二次加工性に悪影響を及ぼすからである。また、めっき密着性をさらに向上させるために溶融めっき前にＮｉやＦｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｎなどの単独あるいは合金めっきを施してもよい。さらにはフラックスなどを使うことでめっき密着性を向上させても良い。
次に、（２）の方法について説明する。３５０〜５００℃の範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に溶融めっきを行うのは以下の理由から望ましい。３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分保持することで、ベイナイト変態を行わせ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｓ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。保持温度が３５０℃未満ではベイナイト変態が不十分でありオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成型性が悪化するので望ましくない。また、保持温度が５００℃を超えるとベイナイト変態と共に炭化物の生成が生じる結果、残留オーステナイト量が減少しプレス成型性が悪化する。
保持時間が１分以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不充分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化するので望ましくない。また、保持時間が１０分を超えると未変態中のオーステナイトからＣが溶出し炭化物を生成する結果、成形性が劣化するので望ましくない。ここで、成形性を安定的に確保するには、３５０〜４５０℃の範囲で３〜８分の保持が望ましい。
その後、室温までの冷却を行わずに３５０〜５００℃の範囲内のままで４５０℃以下の溶融金属中に鋼板を浸漬させることで溶融めっきを行う。３５０℃以下での溶融めっきは、溶融金属の温度を減少させる可能性があることから工業的に望ましくはない。また、５００℃以上での溶融めっきは、未変態のオーステナイトから炭化物が析出するため望ましくない。溶融めっき後の室温までの冷却速度については特に規定しないが、平均で２℃／秒以上とすると冷却時のベイナイト変態を抑制し残留オーステナイトの量が変化しないので望ましい。めっき密着性をさらに向上させるために７００〜９００℃に加熱する前にＮｉやＦｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｎなどの単独あるいは合金めっきを施してもよい。
最後に、（３）の方法について説明する。３５０〜５００℃の範囲の温度域で溶融めっきした後にさらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持する方法は以下の理由から望ましい。３５０℃以下での溶融めっきは、溶融金属の温度を減少させる可能性があることから工業的に望ましくはない。また、５００℃以上での溶融めっきは、未変態のオーステナイトから炭化物が析出するため望ましくない。その後３５０〜５００℃の温度域で１〜２０分保持することで、ベイナイト変態を行わせ炭化物をほとんど含まないベイナイトとその部分から掃き出されたＣが濃化しＭｓ点が室温以下に低下した残留オーステナイト、および二相域加熱中に清浄化が進んだフェライトの混在した組織を現出させ、高強度と成形性を両立させている。
保持温度が３５０℃未満ではベイナイト変態が不十分でありオーステナイトの大半がマルテンサイトに変態するので、高強度にはなるもののプレス成型性が悪化するので望ましくない。また、保持温度が５００℃を超えるとベイナイト変態と共に炭化物の生成が生じる結果、残留オーステナイト量が減少しプレス成型性が悪化する。保持時間が１分以下ではベイナイトが十分に生成せず、未変態のオーステナイト中へのＣ濃化も不十分なため冷却中にマルテンサイトが生成し成形性が劣化するので望ましくない。
また、保持時間が１０分を超えると未変態中のオーステナイトからＣが溶出し炭化物を生成する結果、成形性が劣化するので望ましくない。ここで、成形性を安定的に確保するには、３５０〜４５０℃の範囲で３〜８分の保持が望ましい。さらに、保持後の室温までの冷却速度については特に規定しないが、平均で２℃／秒以上とすると冷却時のベイナイト変態を抑制し残留オーステナイトの量が変化しないので望ましい。めっき密着性をさらに向上させるために７００〜９００℃に加熱する前にＮｉやＦｅ，Ｃｏ，Ｃｕ，Ｓｎ，Ｚｎなどの単独あるいは合金めっきを施してもよい。
上記の方法で製造した後に、さらに、０．３〜２．０％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。これは、成形性および二次加工性を更に改善するために望ましい。上記方法で製造した鋼板中に導入された転位が不十分なため、成形時にストレッチャーストレインと呼ばれる模様が生成したり、転位周辺に固溶しているＣやＮが固着する結果、降伏強度が若干高くなったり二次加工性が劣る可能性がある。これを改善するためには、０．３〜２．０％のスキンパス圧延を施すことが望ましい。０．３％未満のスキンパス圧延では上記効果を得ることが出来にくい。また、２．０％を超えるスキンパス圧延をすると、全伸びが低下し成形性が劣化する傾向である。
なお、以上説明した工程における各温度、冷却温度は規定の範囲内であれば、一定である必要はなく、その範囲内で変動したとしても最終製品の特性はなんら劣化しないし向上する場合もある。また、本発明の素材は通常の製鉄工程である精錬、鋳造、熱延、冷延工程を経て製造させるものを原則とするが、その一部あるいは全部を省略して製造しても問題はない。また、各条件についても問題とはしない。
（実施例１）
表１に示す鋼を通常の転炉−真空脱ガス処理により溶製し、鋼片とした後、加熱温度１１５０〜１２５０℃、仕上げ温度８５０〜９５０℃、捲取温度６００〜６５０℃で熱延を、冷延率約７０％で冷延を行い、板厚１．０ｍｍの冷延鋼帯を得た。ここで、ＮおよびＯは３０ｐｐｍとしている。これらを材料として、表２に示す条件で焼鈍を施した後にＮｉプレメッキを１ｇ／ｍ2 施した後に溶融めっきを行った。この試験では溶融めっきはＳｎ−８％Ｚｎ合金とした。めっきの融点は約２１０℃である。また、調質圧延は溶融めっき後に０．６％行った。製造した鋼板は、下記に示す「引張試験」「残留オーステナイト測定試験」「二次加工性評価」「溶接試験」「外観評価」「めっき密着性」「耐食性」の試験を行った。また、めっき付着量は片面５０ｇ／ｍ2 になるようにした。
表１に示す鋼を通常の転炉−真空脱ガス処理により溶製し、鋼片とした後、加熱温度１１５０〜１２５０℃、仕上げ温度８５０〜９５０℃、捲取温度６００〜６５０℃で熱延を、冷延率約７０％で冷延を行い、板厚１．０ｍｍの冷延鋼帯を得た。ここで、ＮおよびＯは３０ｐｐｍとしている。これらを材料として、表２に示す条件で焼鈍を施した後にＮｉプレメッキを１ｇ／ｍ2 施した後に溶融めっきを行った。この試験では溶融めっきはＳｎ−８％Ｚｎ合金とした。めっきの融点は約２１０℃である。また、調質圧延は溶融めっき後に０．６％行った。製造した鋼板は、下記に示す「引張試験」「残留オーステナイト測定試験」「二次加工性評価」「溶接試験」「外観評価」「めっき密着性」「耐食性」の試験を行った。また、めっき付着量は片面５０ｇ／ｍ2 になるようにした。
（１）引張試験
ＪＩＳ Ｚ２２４１に従い、ＪＩＳ５号試験片にて引張試験を行い、強度および全伸びを測定した。ここで、ゲージ厚さ５０ｍｍ、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（２）残留オーステナイト測定試験
表層より板厚の１／４内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折でα−Ｆｅとγ−Ｆｅの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で測定した。
ＪＩＳ Ｚ２２４１に従い、ＪＩＳ５号試験片にて引張試験を行い、強度および全伸びを測定した。ここで、ゲージ厚さ５０ｍｍ、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎとした。
（２）残留オーステナイト測定試験
表層より板厚の１／４内層を化学研磨後、Ｍｏ管球を用いたＸ線回折でα−Ｆｅとγ−Ｆｅの強度から求める５ピーク法と呼ばれる方法で測定した。
（３）二次加工性評価
油圧成形試験機により、ポンチ径４０ｍｍφ、ポンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイス径４２．８ｍｍφ、ダイス肩Ｒ５ｍｍの金型を用いて、しわ押え力１０００ｋｇｆ、絞り比２．０にて成形したカップを冷却し、テーパー（角度３７度）付きポンチにカップをのせ、１ｍの高さから５ｋｇの錘を落下させた。その際に、脆性割れが生じた温度をもって評価した。
◎と○を合格、△と×を不合格とした。
◎：−２０℃以下
○：−１０℃以下
△： ０℃以下
×： ０℃を超える
油圧成形試験機により、ポンチ径４０ｍｍφ、ポンチ肩Ｒ５ｍｍ、ダイス径４２．８ｍｍφ、ダイス肩Ｒ５ｍｍの金型を用いて、しわ押え力１０００ｋｇｆ、絞り比２．０にて成形したカップを冷却し、テーパー（角度３７度）付きポンチにカップをのせ、１ｍの高さから５ｋｇの錘を落下させた。その際に、脆性割れが生じた温度をもって評価した。
◎と○を合格、△と×を不合格とした。
◎：−２０℃以下
○：−１０℃以下
△： ０℃以下
×： ０℃を超える
（４）「溶接試験」は、溶接電流：１０ｋＡ、加圧力：２２０ｋｇ、溶接時間：１２サイクル、電極径：６ｍｍ、電極形状：ドーム型，先端６φ−４０Ｒの溶接条件でナゲット径が５√ｔ（ｔ：板厚）になるようにスポット溶接を行い、スポット溶接部のせん断引張強度を求めた。○を合格、△と×を不合格とした。
○：１０ｋＮ以上
△：８ｋＮ以上
×：８ｋＮ未満
○：１０ｋＮ以上
△：８ｋＮ以上
×：８ｋＮ未満
（５）外観評価
めっき後の外観を下記の基準で目視判定した。○を合格とし、△および×を不合格とした。
○：異常なし △：微少な点状不めっき有り
×：不めっき有り
めっき後の外観を下記の基準で目視判定した。○を合格とし、△および×を不合格とした。
○：異常なし △：微少な点状不めっき有り
×：不めっき有り
（６）めっき密着性
めっき鋼板の６０度Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に従い評価した。◎と○が合格、△と×は不合格とした。
テープテスト黒化度（％）
評価：◎ … ０〜１０未満
評価：○ … １０〜２０未満
評価：△ … ２０〜３０未満
評価：× … ３０以上
めっき鋼板の６０度Ｖ曲げ試験を実施後テープテストを行い、以下の基準に従い評価した。◎と○が合格、△と×は不合格とした。
テープテスト黒化度（％）
評価：◎ … ０〜１０未満
評価：○ … １０〜２０未満
評価：△ … ２０〜３０未満
評価：× … ３０以上
（７）成型後耐食性評価
引張試験機に油圧式のビード付き金型を取り付け、板を油圧で押さえてビード引き抜きを行った。ビードは高さ５ｍｍ、半円形で、加圧力は１００ｋｇｆである。こうしてビード引き抜きを行った試料をガラス製の容器に燃料とともに封入して耐食性を評価した。試験液はガソリン＋蒸留水１０％＋蟻酸２００ｐｐｍ、期間は３ヶ月、温度は室温である。試験後の腐食状況を目視観察した。○を合格とし、△および×を不合格とした。
○：赤錆発生０．１％未満
△：赤錆発生０．１〜５％または白錆発生有り
×：赤錆発生５％超または白錆顕著
引張試験機に油圧式のビード付き金型を取り付け、板を油圧で押さえてビード引き抜きを行った。ビードは高さ５ｍｍ、半円形で、加圧力は１００ｋｇｆである。こうしてビード引き抜きを行った試料をガラス製の容器に燃料とともに封入して耐食性を評価した。試験液はガソリン＋蒸留水１０％＋蟻酸２００ｐｐｍ、期間は３ヶ月、温度は室温である。試験後の腐食状況を目視観察した。○を合格とし、△および×を不合格とした。
○：赤錆発生０．１％未満
△：赤錆発生０．１〜５％または白錆発生有り
×：赤錆発生５％超または白錆顕著
性能評価試験結果を表３に示す。本発明であるＮｏ．１〜９は残留オーステナイトが２〜２０％で、強度４９０ＭＰａ以上でありながら強度×全伸びで２００００を超え、高強度とプレス成型性の良好さを両立していると同時に、二次加工性、めっき性や溶接性も満足している。それに対し、Ｎｏ．１０ではＣ濃度が低いため、Ｎｏ．１１はＣ濃度が高いため、Ｎｏ．１２はＳｉ濃度が低いため、Ｎｏ．１３はＳｉ濃度が高いため、Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５はＳｉとＡｌのバランスが違うために、Ｎｏ．１６はＡｌ濃度が高いため、Ｎｏ．１７はＭｎ濃度が低いため、Ｎｏ．１８はＭｎ濃度が高いため、Ｎｏ．１９はＰ濃度が高いため、Ｎｏ．２０はＳ濃度が高いために、強度−延性バランス、二次加工性、めっき性、溶接性を全てが良好ではなく、望ましくない。また、本発明鋼であっても処理条件の一つに問題があると、Ｎｏ．２１〜２９のように強度−延性バランス、めっき性、溶接性を全てを満たしておらず、望ましくない。
（実施例２） 表１のａに示す鋼を通常の転炉−真空脱ガス処理により溶製し、鋼片とした後、加熱温度１１５０〜１２５０℃、仕上げ温度８５０〜９５０℃、捲取温度６００〜６５０℃で熱延を、冷延率約７０％で冷延を行い、板厚１．０ｍｍの冷延鋼帯を得た。ここで、ＮおよびＯは３０ｐｐｍとしている。これらを材料として、表２に示す条件１で焼鈍を施した後にＮｉプレメッキを１ｇ／ｍ2 施した後に溶融めっきを行った。この試験では溶融めっきを表４に示すようにめっきの融点を変化させるような条件で行った。また、調質圧延は溶融めっき後に０．６％行った。製造した鋼板は、下記に示す「引張試験」「残留オーステナイト測定試験」「二次加工性評価」「溶接試験」「外観評価」「めっき密着性」「耐食性」の試験を行った。評価基準は実施例１と同じである。また、めっき付着量は片面５０ｇ／ｍ2 になるようにした。
性能評価試験結果を表４に示す。本発明であるＮｏ．３０〜３４は残留オーステナイトが２〜２０％で、強度４９０ＭＰａ以上でありながら強度×全伸びで２００００を超え、高強度とプレス成型性の良好さを両立していると同時に、二次加工性、めっき性や溶接性も満足している。それに対し、Ｎｏ．３５〜３７では溶融めっきの融点が４５０℃を超えるために、強度−延性バランスおよび二次加工性が劣化する。
本発明上の利用可能性は、自動車の燃料タンク用鋼板であり、燃料タンクの軽量化あるいは燃料タンク内に圧力がかかるような場合には、本発明で得られる高強度の燃料タンク用鋼板が非常に有望であり、産業上の寄与も大きい。
特許出願人 新日本製鐡株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
特許出願人 新日本製鐡株式会社
代理人 弁理士 椎 名 彊 他１
Claims (7)
- 質量％で、
Ｃ：０．０５〜０．２０％、
Ｓｉ：０．５〜２．０％、
Ｍｎ：０．３〜２．５％、
Ａｌ：０．０１〜２．０％、
Ｐ：０．０１５％以下、
Ｓ：０．０１０％以下
を含み、ＳｉとＡｌの関係が、 ０．６％≦Ｓｉ＋Ａｌ≦２．０％を満足し、残部がＦｅおよび不可避不純物からなり、該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％である鋼板の上に融点が４５０℃以下の溶融金属がめっきされていることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。 - 質量％でさらに、Ｂを０．００２％以下含むことを特徴とする請求項１記載のプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
- Ｚｎ，Ｓｎ，Ｐｂの１種あるいは２種以上を含む融点が４５０℃以下の溶融金属がめっきされていることを特徴とする請求項１または２記載のプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板。
- 請求項１または２に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却して、その後Ｓｎを含み、Ｚｎ、Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきして、該鋼板の残留オーステナイトの体積率を２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその範囲の温度域で１〜２０分以下保持した後に室温まで冷却を行わず、その後、Ｓｎを含み、Ｚｎ，Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきして、該鋼板の残留オーステナイトの体積率を２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１または２に記載の成分組成を満足する冷間圧延あるいは熱間圧延した鋼板を７００〜９００℃の二相共存温度域で１０秒〜６分焼鈍した後、２〜２００℃／ｓの冷却速度で３５０〜５００℃まで冷却し、さらにその温度範囲でＳｎを含み、それ以外にＺｎ、Ｐｂの１種あるいは２種を含む融点が４５０℃以下の溶融金属をめっきした後に、その温度域で１〜２０分以下保持することにより該鋼板の残留オーステナイトの体積率が２〜２０％とすることを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
- 請求項１〜６に記載の方法で製造した後に、更に０．３〜２．０％ のスキンパス圧延を施すことを特徴とするプレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003427167A JP4119832B2 (ja) | 2003-12-24 | 2003-12-24 | プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2003427167A JP4119832B2 (ja) | 2003-12-24 | 2003-12-24 | プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2005187837A JP2005187837A (ja) | 2005-07-14 |
| JP4119832B2 true JP4119832B2 (ja) | 2008-07-16 |
Family
ID=34786518
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2003427167A Expired - Fee Related JP4119832B2 (ja) | 2003-12-24 | 2003-12-24 | プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP4119832B2 (ja) |
Families Citing this family (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP4940813B2 (ja) * | 2006-03-06 | 2012-05-30 | Ｊｆｅスチール株式会社 | ＴＳ×Ｅｌの値が２１０００ＭＰａ・％以上である溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 |
| KR101008117B1 (ko) | 2008-05-19 | 2011-01-13 | 주식회사 포스코 | 표면특성이 우수한 고가공용 고강도 박강판 및용융아연도금강판과 그 제조방법 |
| KR101027250B1 (ko) | 2008-05-20 | 2011-04-06 | 주식회사 포스코 | 고연성 및 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 냉연강판,용융아연 도금강판 및 그 제조방법 |
| JP5625442B2 (ja) * | 2010-03-30 | 2014-11-19 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 耐遅れ破壊性に優れた引張強度１１８０ＭＰａ以上を有する高強度鋼板 |
| CN102828127B (zh) * | 2011-06-14 | 2014-12-31 | 鞍钢股份有限公司 | 一种耐蚀性好的热浸镀锡锌燃油箱高强钢板及其制造方法 |
| JP6065884B2 (ja) * | 2013-07-31 | 2017-01-25 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 切断端面の耐食性に優れた鋼板およびその製造方法 |
| CN113025887B (zh) * | 2021-02-07 | 2022-05-20 | 首钢集团有限公司 | 一种边部质量高的dh980钢及其制备方法 |
-
2003
- 2003-12-24 JP JP2003427167A patent/JP4119832B2/ja not_active Expired - Fee Related
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JP2005187837A (ja) | 2005-07-14 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP4523937B2 (ja) | 高強度溶融亜鉛系めっき鋼板及びその製造方法 | |
| KR102296359B1 (ko) | 열간 프레스 부재 및 그 제조 방법 그리고 열간 프레스용 냉연 강판 및 그 제조 방법 | |
| CA2731492C (en) | Hot rolled dual phase steel sheet, and method of making the same | |
| KR100697905B1 (ko) | 스폿 용접성 및 재질안정성이 우수한 고강도 용융아연도금강판 및 그 제조방법 | |
| JP5079795B2 (ja) | 低温靭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 | |
| US11939640B2 (en) | Method for producing hot-rolled steel sheet, method for producing cold-rolled full-hard steel sheet, and method for producing heat-treated sheet | |
| JP5574061B2 (ja) | 低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 | |
| CN111492075A (zh) | 钢板、热浸镀锌钢板和合金化热浸镀锌钢板 | |
| CN115404406A (zh) | 高强度镀锌钢板、高强度部件及它们的制造方法 | |
| JP6801819B2 (ja) | 鋼板、部材およびこれらの製造方法 | |
| KR20110127283A (ko) | 냉간압연 다상조직 스틸 제품의 제조를 위한 스틸 조성물 | |
| WO2019003448A1 (ja) | 熱間プレス部材およびその製造方法ならびに熱間プレス用冷延鋼板 | |
| CN113490758B (zh) | 热压部件、热压用冷轧钢板及其制造方法 | |
| KR20200118445A (ko) | 고강도 열간 압연 또는 냉간 압연 및 어닐링된 강 및 그 제조 방법 | |
| JP4119832B2 (ja) | プレス成型性、耐食性および二次加工性に優れた自動車燃料タンク用高強度鋼板およびその製造方法 | |
| JP3501748B2 (ja) | 加工性に優れた高強度溶融メッキ鋼板とその製造方法 | |
| JP4150277B2 (ja) | プレス成形性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 | |
| JP4947565B2 (ja) | めっき密着性およびプレス成形性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 | |
| JP2024508018A (ja) | 平鋼製品、その製造方法、およびそのような平鋼製品の使用 | |
| JP4580402B2 (ja) | プレス加工用溶融めっき高強度鋼板及びその製造方法 | |
| JP4818710B2 (ja) | 深絞り用高強度冷延鋼板、深絞り用高強度溶融めっき鋼板及びその製造方法 | |
| JP2001303229A (ja) | プレス成形性およびメッキ密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛メッキ鋼板およびその製造方法 | |
| JP7315129B1 (ja) | 熱間プレス部材および熱間プレス用鋼板 | |
| CN113544301B (zh) | 钢板 | |
| WO2022202020A1 (ja) | 鋼板及び溶接継手 |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20050915 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20080130 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20080205 |
|
| A521 | Request for written amendment filed |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A523 Effective date: 20080321 |
|
| TRDD | Decision of grant or rejection written | ||
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 Effective date: 20080422 |
|
| A01 | Written decision to grant a patent or to grant a registration (utility model) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A01 |
|
| A61 | First payment of annual fees (during grant procedure) |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A61 Effective date: 20080425 |
|
| R151 | Written notification of patent or utility model registration |
Ref document number: 4119832 Country of ref document: JP Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R151 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20110502 Year of fee payment: 3 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20120502 Year of fee payment: 4 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 5 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 5 |
|
| S531 | Written request for registration of change of domicile |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313531 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 5 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20130502 Year of fee payment: 5 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| FPAY | Renewal fee payment (event date is renewal date of database) |
Free format text: PAYMENT UNTIL: 20140502 Year of fee payment: 6 |
|
| S533 | Written request for registration of change of name |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R313533 |
|
| R350 | Written notification of registration of transfer |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: R350 |
|
| LAPS | Cancellation because of no payment of annual fees |