JP4313912B2 - 深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の車体用鋼板等のように、曲げ加工やプレス成形加工、絞り加工などが施される用途に用いて好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題による自動車の排気ガス規制などから、燃費向上のために車体の軽量化に対する要請が高まっている。また、自動車の安全性向上も重要な課題となっている。
そこで、かような問題の対応策の一つとして、引張り強さが 400 MPa程度以上で、しかも優れたプレス成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が要求されている。
【０００３】
しかしながら、一般に冷延鋼板は、高強度化に伴って深絞り性すなわちランクフォード値（ｒ値）やTS−Elバランスが劣化し、まためっき特性などの表面特性も劣化する傾向にある。
従って、自動車用鋼板として供するためには、高強度化と共に、深絞り性およびめっき特性を向上させることが重要になる。
【０００４】
これまで、高強度化に伴う深絞り性の改善のために、各種の方法が提案されている。
例えば、特開昭63−100158号公報には、Ｃを低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性を改善するために炭窒化物形成成分であるTi, Nbなどを添加し、さらに加工性を害さないSi, Mn, Ｐで主に高強度化を図ることによって、成形性を向上させた高強度冷延鋼板が提案されている。
しかしながら、Siは、ｒ値やElなどを劣化させることなく高強度化を図る上では有用な成分ではあるが、一方で多量のSiを含有させると表面特性の劣化が避け難く、めっき特性が著しく劣化するという問題があった。
【０００５】
また、特開平５−339641号公報には、極低炭素鋼にNbを添加し、さらに高強度化を図るためにSi, Mn, Ｐを適量添加した鋼を、フェライト域にて潤滑熱延を行うことによってｒ値を向上させた、高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
この技術によれば、引張り強さが 400 MPa程度以上で、しかも高いｒ値を有する深絞り用高強度鋼板の製造が可能とはなるものの、熱間圧延時に潤滑圧延を施さなければならないため、圧延時のスリップや噛み込み不良等の問題が発生する。また、上述したSi添加に伴うめっき特性の劣化に関しては、なんら言及されておらず、めっき特性に関する記述さえもない。
【０００６】
このため、合金化溶融亜鉛めっき用の鋼板を高強度化する場合には、特開平５−255807号公報に開示されているように、Siを0.03wt％以下に制限し、強化成分として主にＰ, Mnを用いる方法が一般的であった。
しかしながら、多量のＰの添加は、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化を遅延させるだけでなく、特に極低炭素鋼においては、耐２次加工脆性が劣化するという問題があった。また、Mnも、めっき特性への影響は少ないとはいえ、Siが 0.1wt％以下に制限された状態では、Mn量が１wt％以上になるとめっき特性が劣化し始めるだけでなく、多量に含有させると変態点が低下して熱延板が硬質化したり、焼鈍時に再結晶しない等の材質劣化につながる不都合が発生するという問題があった。
このように、ＰやMnだけで、深絞り性とめっき特性の両者を維持しつつ高強度化を図るには限界があった。
【０００７】
その他にも、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき特性を改善する技術については、いくつか開示されている。
例えば特公平７−9055号公報には、Ｐ添加鋼板を焼鈍後、酸洗処理した後に、亜鉛めっきを施すことによって、Ｐ添加鋼の合金化速度を向上させ、もってめっき密着性および耐パウダリング性等を改善することが示されている。
しかしながら、この技術でも、上述したSi添加鋼におけるめっき特性の改善については何ら考慮が払われてない。
上述したとおり、現在までのところ、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を有利に製造することができる技術については何ら開示されてはいない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、引張り強さが 400 MPa程度以上で、優れた深絞り性を有し、まためっき特性にも優れた、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、強化成分としてSi, Mn, Ｐを活用し、さらに炭化物形成元素としてNbを添加した鋼を用いた場合、深絞り性とめっき特性とを両立させるためには、連続焼鈍設備にて再結晶焼鈍と調質圧延を行った後に、溶融亜鉛めっき設備にて酸洗とめっき処理を行うことが、極めて有効であることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.0005〜0.008 wt％、
Si：0.1 〜1.5 wt％、
Mn：0.5 〜3.0 wt％、
Ｐ：0.02〜0.2 wt％、
Ｓ：0.02wt％以下、
Al：0.005 〜0.20wt％、
Ｎ：0.01wt％以下、
Nb：0.001 〜0.2 wt％および
Ｂ：0.0005〜0.008 wt％
で、かつ次式
Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31）≦0.07
0.3 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦ 3.0×（Ｃ／12）
の関係を満足する範囲で含有し、 残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、 950〜1300℃に加熱−均熱後、 650〜1000℃の温度で熱間圧延を終了し、ついで 400〜850 ℃で巻取り、酸洗後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施したのち、連続焼鈍により 700〜950 ℃で再結晶焼鈍後、 0.3〜5.0 ％の調質圧延を施したのち、酸洗と溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１１】
２．上記１において、鋼スラブが、さらに
Mo：0.02〜2.0 wt％
を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
３．上記１または２において、鋼スラブが、さらに
Ti：0.002 〜0.05wt％
を
Ti／48≦ 1.5×（Ｎ／14＋Ｓ／32）
を満足する範囲で含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
４．上記１, ２または３において、鋼スラブが、さらに
Cu：0.02〜2.0 wt％および
Ni：0.02〜2.0 wt％
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった研究結果についてを述べる。
実験１
Ｃ：0.002 wt％, Si：0.1 〜1.5 wt％, Mn：0.5 〜3.0 wt％, Ｐ：0.02〜0.2wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Nb：0.015 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、1250℃に加熱−均熱後、仕上温度が 900℃となるように３パス圧延を行って板厚：3.5mmの熱延板としたのち、 600℃で１時間のコイル巻取り処理を施した。
ついで、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延を施したのち、 850℃, 40ｓの再結晶焼鈍を施した。さらに、圧下率：0.8 ％の調質圧延を施し、酸洗後、700 ℃で40ｓの焼鈍を行ったのち、 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついでAlを0.13wt％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施したのち、 450〜550 ℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10wt％）を施した。
【００１５】
図１に、ｒ値に及ぼす鋼組成、特にSi，MnおよびＰの影響について調べた結果を整理して示す。
なお、ｒ値は、ｒL （圧延方向）、ｒD （圧延方向に対し45°）、ｒC （圧延方向に対し90°）の３方向の平均値
ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
として求めた。
図１より明らかなように、鋼組成を（Si／28）＋10×（Ｐ／31）≧（Mn／55）かつ（Si／28）＋10×（Ｐ／31）≦0.07を満足する範囲に調整することにより、高いｒ値が得られることが分かる。
【００１６】
実験２
次に、Ｃ：0.002 wt％, Si：0.5 wt％, Mn：1.5 wt％, Ｐ：0.08wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Nb：0.015 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼Ａと、Ｃ：0.002 wt％, Si：0.5wt％, Mn：1.5 wt％, Ｐ：0.08wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Ti：0.035 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼Ｂのシートバーをそれぞれ、1250℃に加熱−均熟後、仕上温度が900℃となるように３パス圧延を行って板厚：3.5 mmの熱延板としたのち、 600℃で１時間のコイル巻取り処理を施した。
ついで、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延を施したのち、 850℃で40ｓの再結晶焼鈍を施した。さらに、圧下率：0.8 ％の調質圧延を施し、酸洗後、700 ℃で40ｓの焼鈍を行ったのち、 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついでAlを0.13wt％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施したのち、 450〜550 ℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10％wt％）を施した。
なお、比較のため、 850℃で40ｓの再結晶焼鈍を施したのち、直ちにめっき処理を施した材料も作成した。
かくして得られた材料のめっき特性について調べたところ、再結晶焼鈍後、調質圧延と酸洗を行った後にめっき処理を施すことによって、めっき特性が改善されると共に、Nb添加鋼とすることによって、Ti添加鋼よりも優れためっき特性を示すことが判明し、実用上問題のない優れためっき特性が得られた。
【００１７】
ここに、ｒ値に及ぼす鋼組成の影響については、次のように考えられる。
すなわち、本発明鋼のように、固溶強化元素としてSi, Mn, Ｐを含有する場合には、その含有量により変態温度が大きく変化し、Si、Ｐ添加により変態点は上昇し、Mn添加により変態点は低下する。このような変態点の変動は、熱延板の組織および冷延後の再結晶焼鈍時の組織に大きく影響を及ぼし、その結果深絞り性を支配する｛１１１｝再結晶集合組織の形成に影響を与える。
例えば、（Si／28）＋10×（Ｐ／31）＜（Mn／55）のときには、変態点が低くなりすぎて、熱延板が加工組織を示すようになると共に、再結晶焼鈍が変態点以上の焼鈍になり、その結果｛１１１｝集合組織の発達が阻害されて、ｒ値が劣化したものと考えられる。一方、（Si／28）＋10×（Ｐ／31）＞0.07のときには、Si、Ｐが多量に固溶するため、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合の組織の発達が抑制されるため、ｒ値が劣化したものと考えられる。
【００１８】
また、Nb添加鋼の方が、Ti添加鋼に比べてめっき特性に優れていた理由は、再結晶焼鈍時に形成される表層酸化層の種類および形態が異なるため、その後の調質圧延および酸洗時における除去のされ方に差異が生じたことによるものと考えられるが、詳細はまだ明らかではない。
【００１９】
次に、本発明において、鋼素材の成分組成範囲を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.0005〜0.008 wt％
Ｃは、少ないほど深絞り性が向上するので有利であるが、0.008 wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさない。一方、0.0005wt％よりも少なくしても深絞り性のそれ以上の向上は見られず、製鋼コストの上昇を招くだけなので、Ｃ量は0.0005〜0.008 wt％の範囲に限定した。
【００２０】
Si：0.1 〜1.5 wt％
Siは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかしながら、含有量が 0.1wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.5wt％を超えると、深絞り性が劣化するだけでなく、めっき特性も劣化するので、Si量は 0.1〜1.5 wt％の範囲に限定した。
【００２１】
Mn：0.5 〜3.0 wt％
Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、含有量が 0.5wt％未満では強度改善効果に乏しく、一方 3.0wt％を超えると深絞り性の劣化を招くので、Mn量は 0.5〜3.0 wt％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｐ：0.02〜0.2 wt％
Ｐは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかしながら、含有量が0.02wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を超えると深絞り性の劣化を招くので、Ｐ量は0.02〜0.2 wt％の範囲に限定した。
【００２３】
Ｓ：0.02wt％以下
Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減することが望ましいが、含有量が0.02wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、Ｓ量は0.02wt％以下に限定した。
【００２４】
Al：0.005 〜0.20wt％
Alは、脱酸により、炭窒化物形成元素の歩留りを向上させる有用元素であるが、含有量が 0.005wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.20wt％を超えて添加してもより一層の脱酸効果は得られないので、Al量は 0.005〜0.20wt％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減することが望ましいが、含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、Ｎ量は0.01wt％以下に限定した。
【００２６】
Nb：0.001 〜0.2 wt％
Nbは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶ＣをNbＣとして析出固定して低減し、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて深絞り性を向上させる効果がある。しかしながら、含有量が 0.001wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を超えると逆に深絞り性を劣化させる。
【００２７】
Ｂ：0.0005〜0.008 wt％
Ｂは、粒界に偏析することによって、耐２次加工脆性を改善する効果がある。しかしながら、含有量が0.0005wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 0.008wt％を超えるとその効果は飽和に達し、むしろ深絞り性の劣化につながるので、Ｂ量は0.0005〜0.008 wt％の範囲に限定した。
【００２８】
Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31) ≦0.07
Si, MnおよびＰ含有量が、Mn／55＞Si／28＋10×（Ｐ／31）では、変態点が低すぎ、またSi／28＋10×（Ｐ／31）＞0.07では、Si, Ｐ含有量が多すぎ、いずれにしても｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性が得られないため、Si, MnおよびＰ量は、上記した各成分範囲内でかつ、Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31）≦0.07を満足する範囲で含有させるものとした。
【００２９】
0.3 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦3.0 ×（Ｃ／12）
さらに、Nb量が、 0.3×（Ｃ／12）＞Nb／93では、鋼中に多量の固溶Ｃが残留するため、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、ｒ値が劣化する。一方、Nb／93＞3.0 ×（Ｃ／12）では、固溶Nbが多量に残留し、熱延板焼鈍時にNbがＰとの化合物を形成してｒ値を劣化させる。従って、Nb量は、 0.001〜0.2 wt％でかつ 0.3×（Ｃ／12）≦Nb／93≦3.0 ×（Ｃ／12）を満足する範囲において含有させるものとした。
【００３０】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
Mo：0.02〜2.0 wt％
Moは、めっき特性を劣化させることなしに高強度化を達成できるだけでなく、耐２次加工脆性の改善にも有効である。しかしながら、含有量が0.02wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 2.0wt％を超えて添加すると深絞り性の劣化を招くので、Mo量は0.02〜2.0 wt％の範囲に限定した。
【００３１】
Ti：0.002 〜0.05wt％かつTi／48≦1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）
Tiは、鋼中の固溶Ｎ, ＳをTiＮ, TiＳとして析出固定して低減し、深絞り性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 0.002wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.05wt％を超えたり、Ti／48＞1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）になると、熱延板焼鈍時にTiとＰの化合物を形成されるため、冷延−焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織の発達が阻害されてｒ値の劣化を招く。従って、Ti量は0.002 〜0.05wt％でかつTi／48≦1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）を満足する範囲に限定した。
【００３２】
Cu：0.02〜2.0 wt％, Ni：0.02〜2.0 wt％
CuおよびNiはいずれも、めっき特性を劣化させずに高強度化できる効果を有する。しかしながら、含有量が0.02wt％未満では添加の効果がなく、一方 2.0wt％を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、いずれも0.02〜2.0wt ％の範囲に限定した。
【００３３】
次に、本発明の各製造工程について説明する。
熱間圧延工程
950〜1300℃でスラブを加熱−均熱後、 650〜1000℃で熱間圧延を終了したのち、 400〜850 ℃で巻取る必要がある。
スラブを加熱−均熱処理する場合、処理温度は低い方が固溶Ｃ, Ｎを炭窒化物として析出固定させる上で有利である。従って、スラブの加熱−均熱温度(SRT）は1300℃以下に限定した。なお、より一層の加工性向上のためには、1250℃以下とすることが望ましい。しかしながら、処理温度を 950℃よりも低くしても、それ以上の加工性の改善効果は見られず、むしろ熱間圧延時における圧延負荷の増大に伴う圧延トラブルの発生が懸念されるので、処理温度の下限は 950℃とした。
【００３４】
熱間圧延によって熱延板の結晶粒を微細化するためには、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とすることが好ましい。なお熱間圧延仕上温度(FDT)は、 Ar3変態点以上のγ域あるいは Ar3変態点以下のα域でもよいが、熱延仕上温度があまりに高いと、熱延板の結晶粒が粗大になり、深絞り性が劣化する。 また低すぎると、熱間圧延時の圧延負荷の増大につながるので、FDT は 650〜1000℃に限定した。
【００３５】
さらに、熱間圧延後のコイル巻取り温度（ＣＴ）は、高温ほど前述の炭窒化物の粗大化に有利なだけでなく、熱延板表層部に多量の酸化物が形成されてSiの表面濃化を防止するため、めっき特性の改善に有利である。ここに、巻取り温度が400 ℃未満ではその効果がなく、一方 850℃を超えると結晶粒が粗大化しすぎ、逆にｒ値が低下するので、ＣＴは 400〜850 ℃の範囲に限定した。より好ましくは 600〜850 ℃である。
なお、本発明鋼のスラブは、連続鋳造されたものを一旦、Ａr3変態点以下まで冷却したものを再加熱しても良いし、またＡr3変態点まで冷却せずにそのまま加熱あるいは保熱されたものを使用しても良いのはいうまでもない。
【００３６】
冷間圧延工程
この工程は、高いｒ値を得るために必要であり、そのためには冷延圧下率を50％以上とする必要がある。というのは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得られないからである。しかしながら、圧下率があまりに大きいと逆にｒ値が低下するので、圧下率の上限は95％とした。
【００３７】
連続焼鈍工程
冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、再結晶焼鈍および調質圧延を施す必要がある。再結晶焼鈍および調質圧延は、連続焼鈍ラインで行い、焼鈍温度は 700〜950℃で行う必要がある。というのは、焼鈍温度が 700℃未満では、再結晶が完了せしないため、優れた深絞り性が得られず、一方 950℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍になり、深絞り性が劣化するからである。
また、調質圧延は、焼鈍後の鋼板表層部にひずみを付与することにより、その後の酸洗で表層の濃化したSiを有効に除去するために行うものである。この時の圧下率が 0.3％未満では効果がなく、一方 5.0％を超えるとElの劣化につながるので、調質圧延における圧下率は 0.3〜5.0 ％に限定した。
【００３８】
連続溶融亜鉛めっき工程
連続焼鈍工程を経た冷延板は、酸洗および溶融亜鉛めっきを施す必要がある。酸洗は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行うが、別ラインで行ってもよい。また、任意の酸洗液を任意の温度で使用してもかまわないが、塩酸で表層のSi濃化層を除去するのが好ましい。酸洗後、めっき前の焼鈍は、焼鈍温度を 550〜950 ℃程度とするのが好ましい。というのは、焼鈍温度が 550℃未満ではめっき特性に悪影響を及ぼし、一方 950℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍になり、深絞り性が劣化するからである。
なお、かような焼鈍後は、 380〜530 ℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が 380℃未満では不めっきが発生し、一方 530℃超えではめっき表面にむらが発生するため好ましくない。
【００３９】
急冷後、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、めっきを施す。この時、めっき浴のAl濃度は0.12〜0.145 wt％程度とすることが好ましい。というのは、浴中のAl含有量が0.12wt％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性) が劣化し、一方 0.145wt％超えでは不めっきが発生するからである。
また、上記のめっきに引き続いて加熱による合金化処理を施す場合には、めっき層中のFe含有率が９〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００４０】
亜鉛めっき後の鋼帯には、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を加えてもよい。
また、本発明鋼板では、亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の一層の改善を図ることもできる。
【００４１】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す熱延条件にて板厚：3.5 mmの熱延鋼帯とし、酸洗後、冷間圧延にて板厚：0.7 mmの冷延鋼帯とした。ついで、連続焼鈍ラインにて、再結晶焼鈍と調質圧延を施したのち、連続溶融亜鉛めっきラインに導いて、酸洗と焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを施した。
なお、めっき浴温は 460〜480 ℃、浸入板温はめっき浴温以上、（浴温＋10℃）以下とし、また合金化の条件は 480〜540 ℃の温度範囲で15〜28ｓの加熱保持とした。
【００４２】
かくして得られためっき鋼帯に 0.7％の調質圧延を施したのち、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の材料特性およびめっき特性について調べた結果を、表２に併記する。
なお、引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を使用して測定した。
また、ｒ値は、15％引張予ひずみを与えたのち、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°方向）およびＣ方向（圧延方向に対し90°方向）の平均値
ｒ＝（ｒL 十２ｒD ＋ｒC ）／４
として求めた。
さらに、めっき特性は、不めっきの発生状況を目視にて判定した。○印は、実用上問題のないめっき特性を表す。
【００４３】
【表１】
【００４４】
【表２】
【００４５】
表２に示したとおり、本発明に従って得られた溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、引張り強さが 400 MPa以上と高く、また比較材に比べて、深絞り性は勿論のこと、めっき特性にも優れていた。
【００４６】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、鋼組成を調整した上で、連続焼鈍設備にて再結晶焼鈍と調質圧延を行ったのち、溶融亜鉛めっき設備にて酸洗とめっき処理を行うことにより、従来よりも格段に優れた深絞り性およびめっき特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 ｒ値に及ぼす鋼組成の影響を示したグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車の車体用鋼板等のように、曲げ加工やプレス成形加工、絞り加工などが施される用途に用いて好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、環境問題による自動車の排気ガス規制などから、燃費向上のために車体の軽量化に対する要請が高まっている。また、自動車の安全性向上も重要な課題となっている。
そこで、かような問題の対応策の一つとして、引張り強さが 400 MPa程度以上で、しかも優れたプレス成形性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が要求されている。
【０００３】
しかしながら、一般に冷延鋼板は、高強度化に伴って深絞り性すなわちランクフォード値（ｒ値）やTS−Elバランスが劣化し、まためっき特性などの表面特性も劣化する傾向にある。
従って、自動車用鋼板として供するためには、高強度化と共に、深絞り性およびめっき特性を向上させることが重要になる。
【０００４】
これまで、高強度化に伴う深絞り性の改善のために、各種の方法が提案されている。
例えば、特開昭63−100158号公報には、Ｃを低減した極低炭素鋼をベースとして、加工性、時効性を改善するために炭窒化物形成成分であるTi, Nbなどを添加し、さらに加工性を害さないSi, Mn, Ｐで主に高強度化を図ることによって、成形性を向上させた高強度冷延鋼板が提案されている。
しかしながら、Siは、ｒ値やElなどを劣化させることなく高強度化を図る上では有用な成分ではあるが、一方で多量のSiを含有させると表面特性の劣化が避け難く、めっき特性が著しく劣化するという問題があった。
【０００５】
また、特開平５−339641号公報には、極低炭素鋼にNbを添加し、さらに高強度化を図るためにSi, Mn, Ｐを適量添加した鋼を、フェライト域にて潤滑熱延を行うことによってｒ値を向上させた、高強度冷延鋼板および溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されている。
この技術によれば、引張り強さが 400 MPa程度以上で、しかも高いｒ値を有する深絞り用高強度鋼板の製造が可能とはなるものの、熱間圧延時に潤滑圧延を施さなければならないため、圧延時のスリップや噛み込み不良等の問題が発生する。また、上述したSi添加に伴うめっき特性の劣化に関しては、なんら言及されておらず、めっき特性に関する記述さえもない。
【０００６】
このため、合金化溶融亜鉛めっき用の鋼板を高強度化する場合には、特開平５−255807号公報に開示されているように、Siを0.03wt％以下に制限し、強化成分として主にＰ, Mnを用いる方法が一般的であった。
しかしながら、多量のＰの添加は、溶融亜鉛めっき鋼板の合金化を遅延させるだけでなく、特に極低炭素鋼においては、耐２次加工脆性が劣化するという問題があった。また、Mnも、めっき特性への影響は少ないとはいえ、Siが 0.1wt％以下に制限された状態では、Mn量が１wt％以上になるとめっき特性が劣化し始めるだけでなく、多量に含有させると変態点が低下して熱延板が硬質化したり、焼鈍時に再結晶しない等の材質劣化につながる不都合が発生するという問題があった。
このように、ＰやMnだけで、深絞り性とめっき特性の両者を維持しつつ高強度化を図るには限界があった。
【０００７】
その他にも、溶融亜鉛めっき鋼板のめっき特性を改善する技術については、いくつか開示されている。
例えば特公平７−9055号公報には、Ｐ添加鋼板を焼鈍後、酸洗処理した後に、亜鉛めっきを施すことによって、Ｐ添加鋼の合金化速度を向上させ、もってめっき密着性および耐パウダリング性等を改善することが示されている。
しかしながら、この技術でも、上述したSi添加鋼におけるめっき特性の改善については何ら考慮が払われてない。
上述したとおり、現在までのところ、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を有利に製造することができる技術については何ら開示されてはいない。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の実情に鑑み開発されたもので、引張り強さが 400 MPa程度以上で、優れた深絞り性を有し、まためっき特性にも優れた、高強度溶融亜鉛めっき鋼板の有利な製造方法を提案することを目的とする。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、強化成分としてSi, Mn, Ｐを活用し、さらに炭化物形成元素としてNbを添加した鋼を用いた場合、深絞り性とめっき特性とを両立させるためには、連続焼鈍設備にて再結晶焼鈍と調質圧延を行った後に、溶融亜鉛めっき設備にて酸洗とめっき処理を行うことが、極めて有効であることの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１０】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．Ｃ：0.0005〜0.008 wt％、
Si：0.1 〜1.5 wt％、
Mn：0.5 〜3.0 wt％、
Ｐ：0.02〜0.2 wt％、
Ｓ：0.02wt％以下、
Al：0.005 〜0.20wt％、
Ｎ：0.01wt％以下、
Nb：0.001 〜0.2 wt％および
Ｂ：0.0005〜0.008 wt％
で、かつ次式
Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31）≦0.07
0.3 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦ 3.0×（Ｃ／12）
の関係を満足する範囲で含有し、 残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、 950〜1300℃に加熱−均熱後、 650〜1000℃の温度で熱間圧延を終了し、ついで 400〜850 ℃で巻取り、酸洗後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施したのち、連続焼鈍により 700〜950 ℃で再結晶焼鈍後、 0.3〜5.0 ％の調質圧延を施したのち、酸洗と溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１１】
２．上記１において、鋼スラブが、さらに
Mo：0.02〜2.0 wt％
を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
３．上記１または２において、鋼スラブが、さらに
Ti：0.002 〜0.05wt％
を
Ti／48≦ 1.5×（Ｎ／14＋Ｓ／32）
を満足する範囲で含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
４．上記１, ２または３において、鋼スラブが、さらに
Cu：0.02〜2.0 wt％および
Ni：0.02〜2.0 wt％
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
【発明の実施の形態】
以下、本発明の基礎となった研究結果についてを述べる。
実験１
Ｃ：0.002 wt％, Si：0.1 〜1.5 wt％, Mn：0.5 〜3.0 wt％, Ｐ：0.02〜0.2wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Nb：0.015 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になるシートバーを、1250℃に加熱−均熱後、仕上温度が 900℃となるように３パス圧延を行って板厚：3.5mmの熱延板としたのち、 600℃で１時間のコイル巻取り処理を施した。
ついで、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延を施したのち、 850℃, 40ｓの再結晶焼鈍を施した。さらに、圧下率：0.8 ％の調質圧延を施し、酸洗後、700 ℃で40ｓの焼鈍を行ったのち、 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついでAlを0.13wt％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施したのち、 450〜550 ℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10wt％）を施した。
【００１５】
図１に、ｒ値に及ぼす鋼組成、特にSi，MnおよびＰの影響について調べた結果を整理して示す。
なお、ｒ値は、ｒL （圧延方向）、ｒD （圧延方向に対し45°）、ｒC （圧延方向に対し90°）の３方向の平均値
ｒ値＝（ｒL ＋２ｒD ＋ｒC ）／４
として求めた。
図１より明らかなように、鋼組成を（Si／28）＋10×（Ｐ／31）≧（Mn／55）かつ（Si／28）＋10×（Ｐ／31）≦0.07を満足する範囲に調整することにより、高いｒ値が得られることが分かる。
【００１６】
実験２
次に、Ｃ：0.002 wt％, Si：0.5 wt％, Mn：1.5 wt％, Ｐ：0.08wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Nb：0.015 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼Ａと、Ｃ：0.002 wt％, Si：0.5wt％, Mn：1.5 wt％, Ｐ：0.08wt％, Ｓ：0.005 wt％, Al：0.03wt％, Ｎ：0.002 wt％, Ti：0.035 wt％およびＢ：0.002 wt％を含有し、残部は実質的にFeの組成になる鋼Ｂのシートバーをそれぞれ、1250℃に加熱−均熟後、仕上温度が900℃となるように３パス圧延を行って板厚：3.5 mmの熱延板としたのち、 600℃で１時間のコイル巻取り処理を施した。
ついで、酸洗後、80％の圧下率で冷間圧延を施したのち、 850℃で40ｓの再結晶焼鈍を施した。さらに、圧下率：0.8 ％の調質圧延を施し、酸洗後、700 ℃で40ｓの焼鈍を行ったのち、 450〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついでAlを0.13wt％含有する溶融亜鉛めっき浴に浸漬してめっき処理を施したのち、 450〜550 ℃の温度で合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10％wt％）を施した。
なお、比較のため、 850℃で40ｓの再結晶焼鈍を施したのち、直ちにめっき処理を施した材料も作成した。
かくして得られた材料のめっき特性について調べたところ、再結晶焼鈍後、調質圧延と酸洗を行った後にめっき処理を施すことによって、めっき特性が改善されると共に、Nb添加鋼とすることによって、Ti添加鋼よりも優れためっき特性を示すことが判明し、実用上問題のない優れためっき特性が得られた。
【００１７】
ここに、ｒ値に及ぼす鋼組成の影響については、次のように考えられる。
すなわち、本発明鋼のように、固溶強化元素としてSi, Mn, Ｐを含有する場合には、その含有量により変態温度が大きく変化し、Si、Ｐ添加により変態点は上昇し、Mn添加により変態点は低下する。このような変態点の変動は、熱延板の組織および冷延後の再結晶焼鈍時の組織に大きく影響を及ぼし、その結果深絞り性を支配する｛１１１｝再結晶集合組織の形成に影響を与える。
例えば、（Si／28）＋10×（Ｐ／31）＜（Mn／55）のときには、変態点が低くなりすぎて、熱延板が加工組織を示すようになると共に、再結晶焼鈍が変態点以上の焼鈍になり、その結果｛１１１｝集合組織の発達が阻害されて、ｒ値が劣化したものと考えられる。一方、（Si／28）＋10×（Ｐ／31）＞0.07のときには、Si、Ｐが多量に固溶するため、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合の組織の発達が抑制されるため、ｒ値が劣化したものと考えられる。
【００１８】
また、Nb添加鋼の方が、Ti添加鋼に比べてめっき特性に優れていた理由は、再結晶焼鈍時に形成される表層酸化層の種類および形態が異なるため、その後の調質圧延および酸洗時における除去のされ方に差異が生じたことによるものと考えられるが、詳細はまだ明らかではない。
【００１９】
次に、本発明において、鋼素材の成分組成範囲を前記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：0.0005〜0.008 wt％
Ｃは、少ないほど深絞り性が向上するので有利であるが、0.008 wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさない。一方、0.0005wt％よりも少なくしても深絞り性のそれ以上の向上は見られず、製鋼コストの上昇を招くだけなので、Ｃ量は0.0005〜0.008 wt％の範囲に限定した。
【００２０】
Si：0.1 〜1.5 wt％
Siは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかしながら、含有量が 0.1wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.5wt％を超えると、深絞り性が劣化するだけでなく、めっき特性も劣化するので、Si量は 0.1〜1.5 wt％の範囲に限定した。
【００２１】
Mn：0.5 〜3.0 wt％
Mnは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加されるが、含有量が 0.5wt％未満では強度改善効果に乏しく、一方 3.0wt％を超えると深絞り性の劣化を招くので、Mn量は 0.5〜3.0 wt％の範囲に限定した。
【００２２】
Ｐ：0.02〜0.2 wt％
Ｐは、深絞り性をあまり劣化させずに高強度化する作用があり、所望の強度に応じて必要量添加される。しかしながら、含有量が0.02wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を超えると深絞り性の劣化を招くので、Ｐ量は0.02〜0.2 wt％の範囲に限定した。
【００２３】
Ｓ：0.02wt％以下
Ｓは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減することが望ましいが、含有量が0.02wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、Ｓ量は0.02wt％以下に限定した。
【００２４】
Al：0.005 〜0.20wt％
Alは、脱酸により、炭窒化物形成元素の歩留りを向上させる有用元素であるが、含有量が 0.005wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.20wt％を超えて添加してもより一層の脱酸効果は得られないので、Al量は 0.005〜0.20wt％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｎ：0.01wt％以下
Ｎは、少ないほど深絞り性が向上するので極力低減することが望ましいが、含有量が0.01wt％以下ではさほど悪影響を及ぼさないので、Ｎ量は0.01wt％以下に限定した。
【００２６】
Nb：0.001 〜0.2 wt％
Nbは、本発明において重要な元素であり、鋼中の固溶ＣをNbＣとして析出固定して低減し、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織を発達させて深絞り性を向上させる効果がある。しかしながら、含有量が 0.001wt％に満たないとその添加効果に乏しく、一方 0.2wt％を超えると逆に深絞り性を劣化させる。
【００２７】
Ｂ：0.0005〜0.008 wt％
Ｂは、粒界に偏析することによって、耐２次加工脆性を改善する効果がある。しかしながら、含有量が0.0005wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 0.008wt％を超えるとその効果は飽和に達し、むしろ深絞り性の劣化につながるので、Ｂ量は0.0005〜0.008 wt％の範囲に限定した。
【００２８】
Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31) ≦0.07
Si, MnおよびＰ含有量が、Mn／55＞Si／28＋10×（Ｐ／31）では、変態点が低すぎ、またSi／28＋10×（Ｐ／31）＞0.07では、Si, Ｐ含有量が多すぎ、いずれにしても｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、優れた深絞り性が得られないため、Si, MnおよびＰ量は、上記した各成分範囲内でかつ、Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31）≦0.07を満足する範囲で含有させるものとした。
【００２９】
0.3 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦3.0 ×（Ｃ／12）
さらに、Nb量が、 0.3×（Ｃ／12）＞Nb／93では、鋼中に多量の固溶Ｃが残留するため、再結晶焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織が発達せず、ｒ値が劣化する。一方、Nb／93＞3.0 ×（Ｃ／12）では、固溶Nbが多量に残留し、熱延板焼鈍時にNbがＰとの化合物を形成してｒ値を劣化させる。従って、Nb量は、 0.001〜0.2 wt％でかつ 0.3×（Ｃ／12）≦Nb／93≦3.0 ×（Ｃ／12）を満足する範囲において含有させるものとした。
【００３０】
以上、必須成分について説明したが、本発明では、その他にも必要に応じて、以下の元素を適宜含有させることができる。
Mo：0.02〜2.0 wt％
Moは、めっき特性を劣化させることなしに高強度化を達成できるだけでなく、耐２次加工脆性の改善にも有効である。しかしながら、含有量が0.02wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方 2.0wt％を超えて添加すると深絞り性の劣化を招くので、Mo量は0.02〜2.0 wt％の範囲に限定した。
【００３１】
Ti：0.002 〜0.05wt％かつTi／48≦1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）
Tiは、鋼中の固溶Ｎ, ＳをTiＮ, TiＳとして析出固定して低減し、深絞り性を向上させる有用元素である。しかしながら、含有量が 0.002wt％未満ではその添加効果に乏しく、一方0.05wt％を超えたり、Ti／48＞1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）になると、熱延板焼鈍時にTiとＰの化合物を形成されるため、冷延−焼鈍時に｛１１１｝再結晶集合組織の発達が阻害されてｒ値の劣化を招く。従って、Ti量は0.002 〜0.05wt％でかつTi／48≦1.5 ×（Ｎ／14＋Ｓ／32）を満足する範囲に限定した。
【００３２】
Cu：0.02〜2.0 wt％, Ni：0.02〜2.0 wt％
CuおよびNiはいずれも、めっき特性を劣化させずに高強度化できる効果を有する。しかしながら、含有量が0.02wt％未満では添加の効果がなく、一方 2.0wt％を超えて添加すると深絞り性が劣化するので、いずれも0.02〜2.0wt ％の範囲に限定した。
【００３３】
次に、本発明の各製造工程について説明する。
熱間圧延工程
950〜1300℃でスラブを加熱−均熱後、 650〜1000℃で熱間圧延を終了したのち、 400〜850 ℃で巻取る必要がある。
スラブを加熱−均熱処理する場合、処理温度は低い方が固溶Ｃ, Ｎを炭窒化物として析出固定させる上で有利である。従って、スラブの加熱−均熱温度(SRT）は1300℃以下に限定した。なお、より一層の加工性向上のためには、1250℃以下とすることが望ましい。しかしながら、処理温度を 950℃よりも低くしても、それ以上の加工性の改善効果は見られず、むしろ熱間圧延時における圧延負荷の増大に伴う圧延トラブルの発生が懸念されるので、処理温度の下限は 950℃とした。
【００３４】
熱間圧延によって熱延板の結晶粒を微細化するためには、熱間圧延時におけるトータル圧下率は70％以上とすることが好ましい。なお熱間圧延仕上温度(FDT)は、 Ar3変態点以上のγ域あるいは Ar3変態点以下のα域でもよいが、熱延仕上温度があまりに高いと、熱延板の結晶粒が粗大になり、深絞り性が劣化する。 また低すぎると、熱間圧延時の圧延負荷の増大につながるので、FDT は 650〜1000℃に限定した。
【００３５】
さらに、熱間圧延後のコイル巻取り温度（ＣＴ）は、高温ほど前述の炭窒化物の粗大化に有利なだけでなく、熱延板表層部に多量の酸化物が形成されてSiの表面濃化を防止するため、めっき特性の改善に有利である。ここに、巻取り温度が400 ℃未満ではその効果がなく、一方 850℃を超えると結晶粒が粗大化しすぎ、逆にｒ値が低下するので、ＣＴは 400〜850 ℃の範囲に限定した。より好ましくは 600〜850 ℃である。
なお、本発明鋼のスラブは、連続鋳造されたものを一旦、Ａr3変態点以下まで冷却したものを再加熱しても良いし、またＡr3変態点まで冷却せずにそのまま加熱あるいは保熱されたものを使用しても良いのはいうまでもない。
【００３６】
冷間圧延工程
この工程は、高いｒ値を得るために必要であり、そのためには冷延圧下率を50％以上とする必要がある。というのは圧下率が50％に満たないと、優れた深絞り性が得られないからである。しかしながら、圧下率があまりに大きいと逆にｒ値が低下するので、圧下率の上限は95％とした。
【００３７】
連続焼鈍工程
冷間圧延工程を経た冷延鋼板は、再結晶焼鈍および調質圧延を施す必要がある。再結晶焼鈍および調質圧延は、連続焼鈍ラインで行い、焼鈍温度は 700〜950℃で行う必要がある。というのは、焼鈍温度が 700℃未満では、再結晶が完了せしないため、優れた深絞り性が得られず、一方 950℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍になり、深絞り性が劣化するからである。
また、調質圧延は、焼鈍後の鋼板表層部にひずみを付与することにより、その後の酸洗で表層の濃化したSiを有効に除去するために行うものである。この時の圧下率が 0.3％未満では効果がなく、一方 5.0％を超えるとElの劣化につながるので、調質圧延における圧下率は 0.3〜5.0 ％に限定した。
【００３８】
連続溶融亜鉛めっき工程
連続焼鈍工程を経た冷延板は、酸洗および溶融亜鉛めっきを施す必要がある。酸洗は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて行うが、別ラインで行ってもよい。また、任意の酸洗液を任意の温度で使用してもかまわないが、塩酸で表層のSi濃化層を除去するのが好ましい。酸洗後、めっき前の焼鈍は、焼鈍温度を 550〜950 ℃程度とするのが好ましい。というのは、焼鈍温度が 550℃未満ではめっき特性に悪影響を及ぼし、一方 950℃よりも高い温度域にて焼鈍するとγ域焼鈍になり、深絞り性が劣化するからである。
なお、かような焼鈍後は、 380〜530 ℃の温度域に急冷するのが好ましい。急冷停止温度が 380℃未満では不めっきが発生し、一方 530℃超えではめっき表面にむらが発生するため好ましくない。
【００３９】
急冷後、引き続いて溶融亜鉛めっき浴に浸漬して、めっきを施す。この時、めっき浴のAl濃度は0.12〜0.145 wt％程度とすることが好ましい。というのは、浴中のAl含有量が0.12wt％未満では合金化が進み過ぎてめっき密着性（耐パウダリング性) が劣化し、一方 0.145wt％超えでは不めっきが発生するからである。
また、上記のめっきに引き続いて加熱による合金化処理を施す場合には、めっき層中のFe含有率が９〜12％となるように実施するのが好ましい。
【００４０】
亜鉛めっき後の鋼帯には、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延を加えてもよい。
また、本発明鋼板では、亜鉛めっき後、特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の一層の改善を図ることもできる。
【００４１】
【実施例】
表１に示す成分組成になる鋼スラブを、表２に示す熱延条件にて板厚：3.5 mmの熱延鋼帯とし、酸洗後、冷間圧延にて板厚：0.7 mmの冷延鋼帯とした。ついで、連続焼鈍ラインにて、再結晶焼鈍と調質圧延を施したのち、連続溶融亜鉛めっきラインに導いて、酸洗と焼鈍および合金化溶融亜鉛めっきを施した。
なお、めっき浴温は 460〜480 ℃、浸入板温はめっき浴温以上、（浴温＋10℃）以下とし、また合金化の条件は 480〜540 ℃の温度範囲で15〜28ｓの加熱保持とした。
【００４２】
かくして得られためっき鋼帯に 0.7％の調質圧延を施したのち、得られた溶融亜鉛めっき鋼板の材料特性およびめっき特性について調べた結果を、表２に併記する。
なお、引張特性はＪＩＳ５号引張試験片を使用して測定した。
また、ｒ値は、15％引張予ひずみを与えたのち、３点法にて測定し、Ｌ方向（圧延方向）、Ｄ方向（圧延方向に対し45°方向）およびＣ方向（圧延方向に対し90°方向）の平均値
ｒ＝（ｒL 十２ｒD ＋ｒC ）／４
として求めた。
さらに、めっき特性は、不めっきの発生状況を目視にて判定した。○印は、実用上問題のないめっき特性を表す。
【００４３】
【表１】
【表２】
表２に示したとおり、本発明に従って得られた溶融亜鉛めっき鋼板はいずれも、引張り強さが 400 MPa以上と高く、また比較材に比べて、深絞り性は勿論のこと、めっき特性にも優れていた。
【００４６】
【発明の効果】
かくして、本発明に従い、鋼組成を調整した上で、連続焼鈍設備にて再結晶焼鈍と調質圧延を行ったのち、溶融亜鉛めっき設備にて酸洗とめっき処理を行うことにより、従来よりも格段に優れた深絞り性およびめっき特性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【図１】 ｒ値に及ぼす鋼組成の影響を示したグラフである。
Claims (4)
- Ｃ：0.0005〜0.008 wt％、
Si：0.1 〜1.5 wt％、
Mn：0.5 〜3.0 wt％、
Ｐ：0.02〜0.2 wt％、
Ｓ：0.02wt％以下、
Al：0.005 〜0.20wt％、
Ｎ：0.01wt％以下、
Nb：0.001 〜0.2 wt％および
Ｂ：0.0005〜0.008 wt％
で、かつ次式
Mn／55≦Si／28＋10×（Ｐ／31）≦0.07
0.3 ×（Ｃ／12）≦Nb／93≦ 3.0×（Ｃ／12）
の関係を満足する範囲で含有し、 残部はFeおよび不可避的不純物の組成になる鋼スラブを、 950〜1300℃に加熱−均熱後、 650〜1000℃の温度で熱間圧延を終了し、ついで 400〜850 ℃で巻取り、酸洗後、50〜95％の圧下率で冷間圧延を施したのち、連続焼鈍により 700〜950 ℃で再結晶焼鈍後、 0.3〜5.0 ％の調質圧延を施したのち、酸洗と溶融亜鉛めっき処理を施すことを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１において、鋼スラブが、さらに
Mo：0.02〜2.0 wt％
を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１または２において、鋼スラブが、さらに
Ti：0.002 〜0.05wt％
を
Ti／48≦ 1.5×（Ｎ／14＋Ｓ／32）
を満足する範囲で含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。 - 請求項１, ２または３において、鋼スラブが、さらに
Cu：0.02〜2.0 wt％および
Ni：0.02〜2.0 wt％
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、深絞り性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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