JP4569071B2 - 伸びフランジ性に優れた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、自動車のロッカー、ピラーなどの構造部品や各種補強部材に使用される伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に常温で長期間（６ヶ月）保管された後でも、伸びフランジ性の経時変化が少ないものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車メーカ各社は、従来より、地球環境問題対策として車体を軽量化し、燃費を向上させ、排出ガス量を低減させることを積極的に推進中であり、車体の軽量化には、自動車の構造部材に使用される鋼板を高強度化し、薄肉化することが有効とされている。
【０００３】
また、最近、自動車の衝突安全性に対する関心も高まっており、車体の耐衝突性能を向上させる目的から高強度鋼板の適用検討が成されている。
【０００４】
しかし、自動車部品に高強度鋼板を適用する場合、スプリングバック、壁そり等の形状不良や伸びフランジ割れ等のプレス成形上の問題が発生する。特に、伸びフランジ割れを抑制するため従来より種々の鋼板が開発されており、例えば特開平３−９４０１８号公報、特開平４−１２８３２１号公報には、伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００５】
特開平３−９４０１８号公報には、フェライト、ベイナイトの複合組織からなる熱延鋼板を冷延、焼鈍し、５０〜７０％の穴拡げ率を有する６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2級の鋼板の製造技術が開示されている。
【０００６】
また、特開平４−１２８３２１号公報には、化学成分、焼鈍条件を規定することにより１００％の穴拡げ率を有する伸びフランジ性に優れた６０ｋｇｆ／ｍｍ2級の鋼板の製造条件が開示されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術による鋼板の特性は、製造直後のものであり、使用まで長期間（6ヶ月）保管された場合の伸びフランジ特性などの経時変化については一切検討されておらず、詳細は不明であった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明者等はＣ：０．０８〜０．０９％、Ｎｂ：０〜０．００３％、Ｓｉ：０．１％，Ｍｎ：１．７％、Ｐ：０．０２％，Ｖ：ｔｒ，Ｓ：０．００３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％，Ｎ：０．００３％、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０〜０．００４の鋼を用い、伸びフランジ性の経時変化を調査したところ、図１に示すように、常温雰囲気においても６ヶ月後には、製造当初の６割程度の特性に低下することが明らかとなった。従って、製造直後に高い伸びフランジ性を有する鋼板でも時効後には必ずしも良好な性能を有しているとは限らない。
【０００９】
また、上述した特開平３−９４０１８号公報、特開平４−１２８３２１号公報に開示された技術において、前者は熱延仕上圧延後のコイル巻き取りまでの冷却速度が２０〜１００℃／ｓと高く、鋼板板厚によっては、組織が不安定となり、材質が変動しやすく、後者も、焼鈍時の均熱後の冷却速度が３０℃／ｓと高く、安定した材質が得にくいことが考えられる。
【００１０】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、常温で長期間保管した場合においても優れた伸びフランジ性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する技術を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、常温で長期間保管された場合においても、優れた伸びフランジ性を有し、安定した強度の得られる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、鋭意検討を行った。
【００１２】
その結果、伸びフランジ成形性の常温での時効劣化をもたらす冶金学的機構の詳細は不明であるが、時効劣化の抑制には、フェライト単相、またはフェライト中にパーライト等の第二相を含むような組織において、鋼中のＣをＮｂ系の微細炭化物として適量析出し固定することが重要であり、そのためには、Ｎｂ量とＣ量の適量制御を行い、熱延、冷延後の焼鈍過程において、所定の温度域での滞留時間を適正に制御することが有効なことを見出した。
【００１３】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．下記の工程を備えたことを特徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１４】
（ａ）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１３％、Ｓｉ：０．００５〜０．７％、Ｍｎ：１．３〜２．５％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、且つ，Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０１〜０．２、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を溶製後鋳造する工程。
【００１５】
（ｂ）冷延後、均熱温度：Ａｃ1〜９００℃未満、均熱後の冷却における６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする焼鈍工程。
【００１６】
２．鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０２〜０．２％を含有することを特徴とする１記載の伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明での成分組成、製造条件の限定理由について詳細に説明する。
１．成分組成
Ｃ：０．０４〜０．１３％
Ｃは、Ｎｂとともに炭化物を形成する重要な元素で、また鋼の強化に有効で０．０４％以上添加する。一方、０．１３％を超えると、常温時効後の伸びフランジ性を劣化させるため、０．０４〜０．１３％（０．０４％以上、０．１３％以下）とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．００５〜０．７％
Ｓｉは、鋼を強化させるため、０．００５％以上添加する。一方、０．７％を超えると溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、０．００５〜０．７％とする。
【００１９】
Ｍｎ：１．３〜２．５％
Ｍｎは、鋼を強化させるため、１．３％以上添加する。一方、２．５％を超えると、冷延後、焼鈍時にＭｎとＣの偏析に起因した不均一組織が発達し、これにより、Ｃが消費され、Ｎｂ系炭化物の析出量が減少するため、１．３〜２．５％とする。
【００２０】
Ｐ：≦０．０５％
Ｐは、０．０５％を超えると、溶融亜鉛めっき処理時の合金化むらを引き起こし、めっき密着性を劣化させるため、０．０５％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳとして析出、固定され、熱間脆性を抑制するよう０．０１％以下とする。
【００２２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２％
Ａｌは、脱酸及び鋼中ＮをＡｌＮとして固定するため０．０１％以上添加する。
一方、Ａｌが０．２％を超えると、めっき鋼板の表面性状が劣化するため、０．０１〜０．２％とする。
【００２３】
Ｎ：≦０．００５％
Ｎは、０．００５％を超えると、鋳造時にスラブ割れを引き起こすため、０．００５％以下とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、Ｎｂ系炭化物を析出させるため０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えると鋼板の延性が低下し、伸びフランジ性を劣化させるため、０．００５〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０１〜０．２
本パラメータは、Ｎｂ系炭化物の析出量を規定し、上記成分範囲にある鋼の製造後および常温時効後の延性および伸びフランジ性を向上させるもので、０．０１〜０．２に規定する。
【００２６】
図２は、Ｃ：０．０７〜０．０８％、Ｎｂ：０．００１８〜０．２４％、Ｖ：ｔｒ、Ｓｉ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜１．８％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００１〜０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ：０．００１５〜０．００３５％の成分を有する鋼を用い、本パラメータの効果を調査したもので、０．０１〜０．２で良好な伸びフランジ性（２５℃で6ヶ月保管後の穴拡げ率）が得られている。０．０１未満ではＮｂ系炭化物が少なく、一方、０．２を超える場合にはＮｂ系炭化物が過剰となり延性が低下し、また伸びフランジ性が劣化する。
【００２７】
本発明の基本成分組成は以上のようであるが、更にその特性を向上させる場合、Ｖを添加することができる。
Ｖ：０．０２〜０．２％
Ｖは、鋼中のＣとの親和力が高く、Ｎｂ系炭化物の析出挙動に影響を与え、常温時効後の伸びフランジ性を更に向上させる場合、０．０２％以上添加する。一方、０．２％を超えるとＶ系の炭化物が多く形成され、Ｎｂ系炭化物の形成が阻害されるため、０．０２〜０．２％とする。
【００２８】
２．製造条件
本発明では、熱間圧延、酸洗後、冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっき処理を含んだ焼鈍を施すが、該焼鈍条件を以下のように規定する。
【００２９】
冷延後、均熱温度：Ａｃ1〜９００℃未満、均熱後の冷却における６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする焼鈍工程。
【００３０】
均熱温度は、フェライトの再結晶化の促進と鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため、Ａｃ1〜９００℃未満とする。
【００３１】
均熱後、４６０℃まで冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行い室温まで冷却するが、Ｎｂ系炭化物の析出を制御するため、６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする。
【００３２】
図３に、Ｃ：０．０６５〜０．０８５％、Ｎｂ：０．０１２〜０．１０％、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０２〜０．１７、Ｖ：ｔｒ，Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：１．６〜１．９％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００１〜０．００７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．００４％の鋼を用い、６００〜４００℃の滞留時間ｔを変化させた後、それぞれの鋼板を２５℃で６ヶ月保持したものの穴拡げ率を調査した結果を示す。その結果、６００〜４００℃の滞留時間ｔが、３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４を満足する場合、穴拡げ率は６０〜８０％と良好となっている。
【００３３】
一方、滞留時間ｔが３０ｓ未満では、穴拡げ率は４０〜５９％、滞留時間ｔが１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４を超えると４０〜５９％、３０〜３９％と低い値となっている。
【００３４】
尚、本発明鋼の溶製方法は転炉法、電気炉法のいずれでも良く、溶鋼を連続鋳造した後、熱間圧延を行う。熱間圧延は鋳造スラブを直ちに圧延しても、一旦冷却後再加熱し圧延しても良く特に規定しない。
【００３５】
熱間圧延の仕上げ圧延温度は、圧延負荷を軽減し、板厚方向の組織均一化のためＡｒ3以上とすることが望ましく、巻取温度は、鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため７００℃以下が望ましい。
【００３６】
熱間圧延後、酸洗し、冷間圧延を行うが、冷間圧延率はフェライトの再結晶の促進のため、３０％以上が好ましい。また、本発明では、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を必要に応じて５００〜５８０℃で行うことは差し支えなく、更に、電気亜鉛メッキ処理、化成処理などの表面処理を行うことも何等差し支えない。
【００３７】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す成分組成の鋼（Ｎｏ．１〜７：本発明鋼、Ｎｏ．８〜１６：比較鋼）を実験室で溶製、鋳造し、スラブ（板厚５０ｍｍ）を製造した。その後、分塊圧延で板厚３０ｍｍとし、大気中で１２７０℃で１時間保持後、仕上圧延を行った。仕上温度は８８０℃とし、６２０℃で巻取りに相当する熱処理を行い板厚４ｍｍの熱延板を作成した。酸洗後、冷間圧延により板厚１．４ｍｍとした。
【００３８】
次に、この冷延板を８５０℃で６０秒間均熱保持した後、冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した。この後直ちに５５０℃まで昇温した後、室温まで徐冷した。この間、均熱から室温までの冷却において、６００〜４００℃の滞留時間を８０ｓｅｃとした。続いて、該焼鈍後に調質圧延（伸長率：０．５％）を施した。
【００３９】
このようにして得られた鋼板について、引張特性、伸びフランジ成形性の評価を行った。引張特性はＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験により、伸びフランジ成形性はＪＦＳＴ１００１に準拠した穴拡げ試験により評価を行った。但し、伸びフランジ成形性は、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板についての特性値を求め、時効後の特性の良否を判断した。
【００４０】
本発明では、伸びフランジ性（穴拡げ率（λ＊））は、穴拡げ率（λ＊）が６０〜８０％を良好、４０〜５９％をやや劣化、３０〜３９％を劣化とした。
【００４１】
また、幅３００ｍｍ，長さ１０００ｍｍの範囲で、鋼板の表面状態を目視し、めっきむら、微小欠陥などが観察された場合、表面不良とした。
【００４２】
表２に、機械特性、表面性状の評価結果を示す。本発明鋼Ｎｏ．１〜７はいずれも５９０ＭＰａ以上の高い強度と良好な伸びフランジ性を有し、また良好なめっき表面となっていることが確認された。
【００４３】
一方、比較例Ｎｏ．８〜１６はいずれも成分組成が本発明範囲外で、伸びフランジ性に劣っている。更に、５９０ＭＰａ以上の安定した強度と良好なめっき表面を兼備していない。
【００４４】
比較例Ｎｏ．８，１１はＴＳが５１０〜５３０ＭＰａであり，高い強度が得られていない。比較鋼Ｎｏ．９，１０，１２，１３，１４は、３０〜４５％の穴拡げ率（λ＊）を有し、伸びフランジ性は劣化している。また、比較鋼Ｎｏ．１５，１６は表面性状に問題があった。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
［実施例２］
表１中、Ｎｏ．２の本発明鋼を実験室にて溶解し、板厚６０ｍｍのスラブとした後、分塊圧延により３０ｍｍ厚とした。次に、大気中にて１２５０℃で１時間の保熱処理を行った後、熱間圧延を行った。熱間圧延では、仕上圧延温度８８０℃とし、板厚３ｍｍとした。
【００４８】
その後、大気中で６００℃に１時間保持後、室温まで徐冷し、巻き取りに相当する熱処理とした。酸洗後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、８３０〜９２０℃で６０ｓｅｃ間均熱後、冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した。その後直ちに５２０℃まで昇温し、合金化処理を施した後、室温まで冷却した。この間、すなわち、均熱後室温まで冷却過程で、６００〜４００℃の滞留時間を２０〜３５０ｓｅｃに変化させた。続いて、この焼鈍後に調質圧延（伸長率：０．５％）を施した。
【００４９】
このようにして得られたそれぞれの鋼板について、実施例１と同様の方法により、引張特性、伸びフランジ性および鋼板表面性状を調査した。伸びフランジ成形性は、実施例１と同様に、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板についての特性値を求め、時効後の特性の良否を判断した。
【００５０】
表３に評価結果を示す。６００〜４００℃の滞留時間が本発明範囲外のＮｏ．１，６，７は伸びフランジ性に劣っている。Ｎｏ．８は均熱温度が本発明範囲外で、伸びフランジ性に劣っている。
【００５１】
一方、Ｎｏ．２〜５はいずれも製造条件が本発明範囲内で優れた伸びフランジ性が得られている。また、ＴＳは６００〜６２０ＭＰａであり、５９０ＭＰａ以上の強度が得られており、表面性状は良好である。
【００５２】
【表３】
【００５３】
【発明の効果】
本発明によれば、自動車の構造部品等に最適な伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が安定して製造可能で、産業上、極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】穴拡げ率（λ）に及ぼす２５℃での時効時間の影響を示す図。
【図２】製造後、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板の穴拡げ率（λ）に及ぼすＮｂ／（７．７５×Ｃ）の影響を示す図。
【図３】製造後、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板の穴拡げ率（λ）に及ぼす６００〜４００℃の滞留時間とＮｂ／（７．７５×Ｃ）の影響を示す図。
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車のロッカー、ピラーなどの構造部品や各種補強部材に使用される伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板に関し、特に常温で長期間（６ヶ月）保管された後でも、伸びフランジ性の経時変化が少ないものに関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車メーカ各社は、従来より、地球環境問題対策として車体を軽量化し、燃費を向上させ、排出ガス量を低減させることを積極的に推進中であり、車体の軽量化には、自動車の構造部材に使用される鋼板を高強度化し、薄肉化することが有効とされている。
【０００３】
また、最近、自動車の衝突安全性に対する関心も高まっており、車体の耐衝突性能を向上させる目的から高強度鋼板の適用検討が成されている。
【０００４】
しかし、自動車部品に高強度鋼板を適用する場合、スプリングバック、壁そり等の形状不良や伸びフランジ割れ等のプレス成形上の問題が発生する。特に、伸びフランジ割れを抑制するため従来より種々の鋼板が開発されており、例えば特開平３−９４０１８号公報、特開平４−１２８３２１号公報には、伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術が開示されている。
【０００５】
特開平３−９４０１８号公報には、フェライト、ベイナイトの複合組織からなる熱延鋼板を冷延、焼鈍し、５０〜７０％の穴拡げ率を有する６０〜８０ｋｇｆ／ｍｍ2級の鋼板の製造技術が開示されている。
【０００６】
また、特開平４−１２８３２１号公報には、化学成分、焼鈍条件を規定することにより１００％の穴拡げ率を有する伸びフランジ性に優れた６０ｋｇｆ／ｍｍ2級の鋼板の製造条件が開示されている。
【０００７】
しかしながら、これらの技術による鋼板の特性は、製造直後のものであり、使用まで長期間（6ヶ月）保管された場合の伸びフランジ特性などの経時変化については一切検討されておらず、詳細は不明であった。
【０００８】
【発明が解決しようとする課題】
そこで、本発明者等はＣ：０．０８〜０．０９％、Ｎｂ：０〜０．００３％、Ｓｉ：０．１％，Ｍｎ：１．７％、Ｐ：０．０２％，Ｖ：ｔｒ，Ｓ：０．００３％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０５％，Ｎ：０．００３％、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０〜０．００４の鋼を用い、伸びフランジ性の経時変化を調査したところ、図１に示すように、常温雰囲気においても６ヶ月後には、製造当初の６割程度の特性に低下することが明らかとなった。従って、製造直後に高い伸びフランジ性を有する鋼板でも時効後には必ずしも良好な性能を有しているとは限らない。
【０００９】
また、上述した特開平３−９４０１８号公報、特開平４−１２８３２１号公報に開示された技術において、前者は熱延仕上圧延後のコイル巻き取りまでの冷却速度が２０〜１００℃／ｓと高く、鋼板板厚によっては、組織が不安定となり、材質が変動しやすく、後者も、焼鈍時の均熱後の冷却速度が３０℃／ｓと高く、安定した材質が得にくいことが考えられる。
【００１０】
本発明は、以上の点に鑑みなされたもので、常温で長期間保管した場合においても優れた伸びフランジ性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を安定して製造する技術を提供することを目的とする。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、常温で長期間保管された場合においても、優れた伸びフランジ性を有し、安定した強度の得られる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について、鋭意検討を行った。
【００１２】
その結果、伸びフランジ成形性の常温での時効劣化をもたらす冶金学的機構の詳細は不明であるが、時効劣化の抑制には、フェライト単相、またはフェライト中にパーライト等の第二相を含むような組織において、鋼中のＣをＮｂ系の微細炭化物として適量析出し固定することが重要であり、そのためには、Ｎｂ量とＣ量の適量制御を行い、熱延、冷延後の焼鈍過程において、所定の温度域での滞留時間を適正に制御することが有効なことを見出した。
【００１３】
本発明は以上の知見を基に更に検討を加えてなされたものであり、すなわち、本発明は、
１．下記の工程を備えたことを特徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１４】
（ａ）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１３％、Ｓｉ：０．００５〜０．７％、Ｍｎ：１．３〜２．５％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、且つ，Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０１〜０．２、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を溶製後鋳造する工程。
【００１５】
（ｂ）冷延後、均熱温度：Ａｃ1〜９００℃未満、均熱後の冷却における６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする焼鈍工程。
【００１６】
２．鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０２〜０．２％を含有することを特徴とする１記載の伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明での成分組成、製造条件の限定理由について詳細に説明する。
１．成分組成
Ｃ：０．０４〜０．１３％
Ｃは、Ｎｂとともに炭化物を形成する重要な元素で、また鋼の強化に有効で０．０４％以上添加する。一方、０．１３％を超えると、常温時効後の伸びフランジ性を劣化させるため、０．０４〜０．１３％（０．０４％以上、０．１３％以下）とする。
【００１８】
Ｓｉ：０．００５〜０．７％
Ｓｉは、鋼を強化させるため、０．００５％以上添加する。一方、０．７％を超えると溶融亜鉛めっき性を劣化させるため、０．００５〜０．７％とする。
【００１９】
Ｍｎ：１．３〜２．５％
Ｍｎは、鋼を強化させるため、１．３％以上添加する。一方、２．５％を超えると、冷延後、焼鈍時にＭｎとＣの偏析に起因した不均一組織が発達し、これにより、Ｃが消費され、Ｎｂ系炭化物の析出量が減少するため、１．３〜２．５％とする。
【００２０】
Ｐ：≦０．０５％
Ｐは、０．０５％を超えると、溶融亜鉛めっき処理時の合金化むらを引き起こし、めっき密着性を劣化させるため、０．０５％以下とする。
【００２１】
Ｓ：０．０１％以下
Ｓは、ＭｎＳとして析出、固定され、熱間脆性を抑制するよう０．０１％以下とする。
【００２２】
ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２％
Ａｌは、脱酸及び鋼中ＮをＡｌＮとして固定するため０．０１％以上添加する。
一方、Ａｌが０．２％を超えると、めっき鋼板の表面性状が劣化するため、０．０１〜０．２％とする。
【００２３】
Ｎ：≦０．００５％
Ｎは、０．００５％を超えると、鋳造時にスラブ割れを引き起こすため、０．００５％以下とする。
【００２４】
Ｎｂ：０．００５〜０．１％
Ｎｂは、Ｎｂ系炭化物を析出させるため０．００５％以上添加する。一方、０．１％を超えると鋼板の延性が低下し、伸びフランジ性を劣化させるため、０．００５〜０．１％とする。
【００２５】
Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０１〜０．２
本パラメータは、Ｎｂ系炭化物の析出量を規定し、上記成分範囲にある鋼の製造後および常温時効後の延性および伸びフランジ性を向上させるもので、０．０１〜０．２に規定する。
【００２６】
図２は、Ｃ：０．０７〜０．０８％、Ｎｂ：０．００１８〜０．２４％、Ｖ：ｔｒ、Ｓｉ：０．０１〜０．２％、Ｍｎ：１．５〜１．８％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００１〜０．００４％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０２〜０．０６％、Ｎ：０．００１５〜０．００３５％の成分を有する鋼を用い、本パラメータの効果を調査したもので、０．０１〜０．２で良好な伸びフランジ性（２５℃で6ヶ月保管後の穴拡げ率）が得られている。０．０１未満ではＮｂ系炭化物が少なく、一方、０．２を超える場合にはＮｂ系炭化物が過剰となり延性が低下し、また伸びフランジ性が劣化する。
【００２７】
本発明の基本成分組成は以上のようであるが、更にその特性を向上させる場合、Ｖを添加することができる。
Ｖ：０．０２〜０．２％
Ｖは、鋼中のＣとの親和力が高く、Ｎｂ系炭化物の析出挙動に影響を与え、常温時効後の伸びフランジ性を更に向上させる場合、０．０２％以上添加する。一方、０．２％を超えるとＶ系の炭化物が多く形成され、Ｎｂ系炭化物の形成が阻害されるため、０．０２〜０．２％とする。
【００２８】
２．製造条件
本発明では、熱間圧延、酸洗後、冷間圧延し、連続溶融亜鉛めっき処理を含んだ焼鈍を施すが、該焼鈍条件を以下のように規定する。
【００２９】
冷延後、均熱温度：Ａｃ1〜９００℃未満、均熱後の冷却における６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする焼鈍工程。
【００３０】
均熱温度は、フェライトの再結晶化の促進と鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため、Ａｃ1〜９００℃未満とする。
【００３１】
均熱後、４６０℃まで冷却し、溶融亜鉛めっき処理を行い室温まで冷却するが、Ｎｂ系炭化物の析出を制御するため、６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする。
【００３２】
図３に、Ｃ：０．０６５〜０．０８５％、Ｎｂ：０．０１２〜０．１０％、Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０２〜０．１７、Ｖ：ｔｒ，Ｓｉ：０．０１〜０．４５％、Ｍｎ：１．６〜１．９％、Ｐ：０．０１〜０．０４％、Ｓ：０．００１〜０．００７％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．０５％、Ｎ：０．００２〜０．００４％の鋼を用い、６００〜４００℃の滞留時間ｔを変化させた後、それぞれの鋼板を２５℃で６ヶ月保持したものの穴拡げ率を調査した結果を示す。その結果、６００〜４００℃の滞留時間ｔが、３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４を満足する場合、穴拡げ率は６０〜８０％と良好となっている。
【００３３】
一方、滞留時間ｔが３０ｓ未満では、穴拡げ率は４０〜５９％、滞留時間ｔが１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４を超えると４０〜５９％、３０〜３９％と低い値となっている。
【００３４】
尚、本発明鋼の溶製方法は転炉法、電気炉法のいずれでも良く、溶鋼を連続鋳造した後、熱間圧延を行う。熱間圧延は鋳造スラブを直ちに圧延しても、一旦冷却後再加熱し圧延しても良く特に規定しない。
【００３５】
熱間圧延の仕上げ圧延温度は、圧延負荷を軽減し、板厚方向の組織均一化のためＡｒ3以上とすることが望ましく、巻取温度は、鋼板表層の組織の粗大化を抑制するため７００℃以下が望ましい。
【００３６】
熱間圧延後、酸洗し、冷間圧延を行うが、冷間圧延率はフェライトの再結晶の促進のため、３０％以上が好ましい。また、本発明では、溶融亜鉛めっき処理後、合金化処理を必要に応じて５００〜５８０℃で行うことは差し支えなく、更に、電気亜鉛メッキ処理、化成処理などの表面処理を行うことも何等差し支えない。
【００３７】
【実施例】
[実施例１]
表１に示す成分組成の鋼（Ｎｏ．１〜７：本発明鋼、Ｎｏ．８〜１６：比較鋼）を実験室で溶製、鋳造し、スラブ（板厚５０ｍｍ）を製造した。その後、分塊圧延で板厚３０ｍｍとし、大気中で１２７０℃で１時間保持後、仕上圧延を行った。仕上温度は８８０℃とし、６２０℃で巻取りに相当する熱処理を行い板厚４ｍｍの熱延板を作成した。酸洗後、冷間圧延により板厚１．４ｍｍとした。
【００３８】
次に、この冷延板を８５０℃で６０秒間均熱保持した後、冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した。この後直ちに５５０℃まで昇温した後、室温まで徐冷した。この間、均熱から室温までの冷却において、６００〜４００℃の滞留時間を８０ｓｅｃとした。続いて、該焼鈍後に調質圧延（伸長率：０．５％）を施した。
【００３９】
このようにして得られた鋼板について、引張特性、伸びフランジ成形性の評価を行った。引張特性はＪＩＳＺ２２４１に準拠した引張試験により、伸びフランジ成形性はＪＦＳＴ１００１に準拠した穴拡げ試験により評価を行った。但し、伸びフランジ成形性は、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板についての特性値を求め、時効後の特性の良否を判断した。
【００４０】
本発明では、伸びフランジ性（穴拡げ率（λ＊））は、穴拡げ率（λ＊）が６０〜８０％を良好、４０〜５９％をやや劣化、３０〜３９％を劣化とした。
【００４１】
また、幅３００ｍｍ，長さ１０００ｍｍの範囲で、鋼板の表面状態を目視し、めっきむら、微小欠陥などが観察された場合、表面不良とした。
【００４２】
表２に、機械特性、表面性状の評価結果を示す。本発明鋼Ｎｏ．１〜７はいずれも５９０ＭＰａ以上の高い強度と良好な伸びフランジ性を有し、また良好なめっき表面となっていることが確認された。
【００４３】
一方、比較例Ｎｏ．８〜１６はいずれも成分組成が本発明範囲外で、伸びフランジ性に劣っている。更に、５９０ＭＰａ以上の安定した強度と良好なめっき表面を兼備していない。
【００４４】
比較例Ｎｏ．８，１１はＴＳが５１０〜５３０ＭＰａであり，高い強度が得られていない。比較鋼Ｎｏ．９，１０，１２，１３，１４は、３０〜４５％の穴拡げ率（λ＊）を有し、伸びフランジ性は劣化している。また、比較鋼Ｎｏ．１５，１６は表面性状に問題があった。
【００４５】
【表１】
【表２】
［実施例２］
表１中、Ｎｏ．２の本発明鋼を実験室にて溶解し、板厚６０ｍｍのスラブとした後、分塊圧延により３０ｍｍ厚とした。次に、大気中にて１２５０℃で１時間の保熱処理を行った後、熱間圧延を行った。熱間圧延では、仕上圧延温度８８０℃とし、板厚３ｍｍとした。
【００４８】
その後、大気中で６００℃に１時間保持後、室温まで徐冷し、巻き取りに相当する熱処理とした。酸洗後、板厚１．４ｍｍまで冷間圧延し、８３０〜９２０℃で６０ｓｅｃ間均熱後、冷却し、４６０℃の溶融亜鉛めっき浴中に浸漬した。その後直ちに５２０℃まで昇温し、合金化処理を施した後、室温まで冷却した。この間、すなわち、均熱後室温まで冷却過程で、６００〜４００℃の滞留時間を２０〜３５０ｓｅｃに変化させた。続いて、この焼鈍後に調質圧延（伸長率：０．５％）を施した。
【００４９】
このようにして得られたそれぞれの鋼板について、実施例１と同様の方法により、引張特性、伸びフランジ性および鋼板表面性状を調査した。伸びフランジ成形性は、実施例１と同様に、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板についての特性値を求め、時効後の特性の良否を判断した。
【００５０】
表３に評価結果を示す。６００〜４００℃の滞留時間が本発明範囲外のＮｏ．１，６，７は伸びフランジ性に劣っている。Ｎｏ．８は均熱温度が本発明範囲外で、伸びフランジ性に劣っている。
【００５１】
一方、Ｎｏ．２〜５はいずれも製造条件が本発明範囲内で優れた伸びフランジ性が得られている。また、ＴＳは６００〜６２０ＭＰａであり、５９０ＭＰａ以上の強度が得られており、表面性状は良好である。
【００５２】
【表３】
【発明の効果】
本発明によれば、自動車の構造部品等に最適な伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板が安定して製造可能で、産業上、極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】穴拡げ率（λ）に及ぼす２５℃での時効時間の影響を示す図。
【図２】製造後、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板の穴拡げ率（λ）に及ぼすＮｂ／（７．７５×Ｃ）の影響を示す図。
【図３】製造後、２５℃で６ヶ月間保管した鋼板の穴拡げ率（λ）に及ぼす６００〜４００℃の滞留時間とＮｂ／（７．７５×Ｃ）の影響を示す図。
Claims (2)
- 下記の工程を備えたことを特徴とする伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（ａ）質量％で、Ｃ：０．０４〜０．１３％、Ｓｉ：０．００５〜０．７％、Ｍｎ：１．３〜２．５％、Ｐ≦０．０５％、Ｓ≦０．０１％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２％、Ｎ≦０．００５％、Ｎｂ：０．００５〜０．１％、且つ，Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）：０．０１〜０．２、残部がＦｅ及び不可避不純物からなる鋼を溶製後鋳造する工程。
（ｂ）冷延後、均熱温度：Ａｃ1〜９００℃未満、均熱後の冷却における６００〜４００℃の滞留時間：ｔ（ｓｅｃ）を３０≦ｔ≦１５８０×Ｎｂ／（７．７５×Ｃ）＋１３４とする焼鈍工程。 - 鋼組成として、更に質量％で、Ｖ：０．０２〜０．２％を含有することを特徴とする請求項１記載の伸びフランジ性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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