(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下で、その素地鋼板は複合組織であり、化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.033％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【請求項２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下で、その素地鋼板は複合組織であり、化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.033％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｂ：0.0003〜0.003％、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
【請求項３】
化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.04％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼に、熱間圧延を施した後に550〜700℃で巻き取り、その後、酸洗、冷間圧延および連続溶融亜鉛めっきを順次施すことによって、素地鋼板が複合組織からなるものであって、かつ、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下であることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【請求項４】
化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.04％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｂ：0.0003〜0.003％、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼に、熱間圧延を施した後に550〜700℃で巻き取り、その後、酸洗、冷間圧延および連続溶融亜鉛めっきを順次施すことによって、素地鋼板が複合組織からなるものであって、かつ、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下であることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
本発明は自動車などに用いられるプレス加工性にすぐれた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車の燃費向上を目的とした車体の軽量化および衝突時の車室内安全性確保のため、自動車用に加工性のすぐれた高強度薄鋼板が使用されるようになった。その後さらに環境保護のための排出ガス抑制がより強く要望されるようになり、それとともに前面衝突のみならず側面衝突に際しても乗員の安全を確保するための車体強化の必要性などが増すことによって、この加工性にすぐれしかも強度の高い薄鋼板の性能向上への要望はますます高まっている。
【０００３】
一方、車体の耐久性の点から、表面処理鋼板の適用は増大し、その使用量は自動車用薄鋼板全体の２／３以上にも達している。表面処理鋼板には安価で耐食性にすぐれている点から合金化溶融亜鉛めっきが多用される。
【０００４】
連続溶融亜鉛めっき設備では、通常、鋼板を還元性雰囲気中で加熱して表面を清浄化かつ活性化し、冷却して溶融亜鉛浴をくぐらせて表面に亜鉛を付着させ、浴から引き上げ直後にワイピングによりめっき層の厚さを制御し、ついで必要に応じ加熱して合金化させる。しかしながら素地鋼板からみれば、このめっき方法は基本的に鋼板を連続して加熱焼鈍し冷却する、一種の連続焼鈍ないしは連続熱処理方法である。そこで、連続溶融亜鉛めっき設備にて、素地鋼板の組成や製造履歴を管理し、めっき時の鋼板の加熱冷却条件を種々制御して、プレス成形性のすぐれた、あるいは高強度の、様々な性能を有する溶融亜鉛めっき鋼板の製造が検討開発され、実用化されてきた。
【０００５】
高強度で、伸びが大きくしかも降伏点が低いという特徴を有する複合組織鋼板がある。この鋼板は、柔らかいフェライトの素地の中に硬いマルテンサイト相を分散させ強化した組織を有しており、成形しやすくプレス型に沿った形状を得やすい、すなわち形状凍結性がすぐれているとして、とくに曲げ成形が主となる、足回り部品などに多く使用されている。
【０００６】
連続溶融亜鉛めっき設備を用いた、この複合組織を有する高強度めっき鋼板の製造方法の発明も多く開示されている。これらはいずれもめっき浴に浸漬する前の鋼板の加熱をＡｃ１変態点以上Ａｃ３変態点以下の範囲の温度、すなわちオーステナイト相とフェライト相との２相共存域とし、その後の溶融亜鉛浴までの冷却またはめっき後の合金化処理後の冷却などの温度降下時に、オーステナイト相から微細なマルテンサイト相を生じさせるものである。したがって二相温度域での加熱により生じたオーステナイト相が、温度降下の過程でフェライトとパーライトになることをできるだけ抑止し、マルテンサイト相へより多く変態するよう合金組成を選定したり、温度降下時の条件を限定したりしている。
【０００７】
たとえば特開昭５５−１００９３５号公報では、Ｃ：０．２％以下、Ｓｉ：０．６０％以下、Ｐ：０．１５０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０１〜０．２０％、Ｍｎ：３．５％以下で、Ｍｎ＋Ｓｉが２．３％以上である素地鋼板を、連続溶融亜鉛めっき設備にて合金化亜鉛めっきする際に、めっき浴槽と合金化炉との間で鋼板をＭｓ点以上の温度に保持し、形状性にすぐれた高張力の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする製造方法の発明が開示されている。
【０００８】
また、特開昭５５−１２２８２１号公報に提示された発明では、Ｃ：０．００５〜０．１５％、Ｍｎ０．３〜２．０％、Ｃｒ：０．０３〜０．８％を含有する薄鋼板をめっきし合金化する際に、ＣｒとＭｎの含有量に応じて加熱後の冷却速度を制御する。
【０００９】
さらに、特開平５−１６３５３１号公報では、Ｃ：０．０１〜０．１％、Ｓｉ：０．３％以下、Ｍｎ：２．０〜２．５％、Ｐ：０．０９％以下、Ｂ：０．００１０〜０．０１００％の鋼板を、７２５〜８５０℃の温度に加熱した後の亜鉛めっき浴までの冷却速度を５〜３０℃／ｓとする、形状凍結性にすぐれた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の発明が開示されている。
【００１０】
これらの複合組織を有する高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は補強用メンバーなど車体の外部に現れない構造部品において使用される。しかしながら、ドアなど形状や表面品質のきびしい外板部品には、成形性不足や面歪みの発生、あるいはめっき面の品質が必ずしも十分でないことなどから、未だ適用されていない。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
自動車の外板に使われる鋼板は、深絞り性がすぐれ、プレス型に沿った形状の成形品が容易、すなわち型へのなじみがよく、かつ面歪みが少ないことが要求される。鋼板の特性として、深絞り性に関しては引張試験におけるｒ値が高いことが必要で、型へのなじみや面歪みに対しては降伏点が低いことが重要になる。面歪みというのは、たとえばドアのように面積が大で曲率の大きい平面形状に近い部品のプレス成形において、把手部のような局所にくぼみを形成させた場合、くぼみ周辺の部分がその影響をうけてわずかではあるが広範囲に変形し、ドアとしての必要な面形状が崩れてしまう現象をいう。
【００１２】
薄鋼板は強度が高くなると、通常ｒ値は低下し、降伏点が上昇するため、外板への高強度鋼板の採用は限定される。ことに降伏点は面歪みの発生防止の点から、大略２５０Ｎ／ｍｍ２以下に限定すべきであるとされている。自動車の外板において、鋼板の強度を上げてその効果が期待できるのは、４４０Ｎ／ｍｍ２以上と考えられる。しかしながら、降伏点が２５０Ｎ／ｍｍ２を超える鋼板が使えないとすれば、通常、プレス成形に用いられる薄鋼板では、降伏点が引張強さに対し０．６〜０．７程度なので、有効な強度の鋼板は外板には使用できないことになる。
【００１３】
本発明は、自動車の外板などに用いて、プレス成形品の面歪みの発生がなく、かつ、パウダリングやチッピングなど表面品質状の問題の発生しない高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板、およびその製造方法を提供するものである。
【００１４】
【課題を解決するための手段】
ドアのような外板パネルに適用できる高強度鋼板として、本発明者らは、複合組織鋼を合金化溶融亜鉛めっき鋼板の素地鋼板に用いることを検討した。これは複合組織鋼板は、同じ引張強さに対し降伏点を大きく低下できるという特徴があるからである。そこで、製造条件や強度レベルの異なる鋼板を種々用意し、とくに面歪みの発生に注目して調査してみた。
【００１５】
その結果、降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２以下であれば、面歪みの発生を抑止できることが明らかになった。降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２まで高くなっても面歪みの発生がないとすれば、引張強さが４４０Ｎ／ｍｍ２を超える高強度鋼板を用い得る可能性がある。
【００１６】
このように、複合組織鋼板を用いれば、面歪みが発生しない降伏点の上限が高くなる理由は次のように考えられた。鋼板がプレス成形加工されるときは、１軸の応力による変形である引張試験と違って、２軸の応力を受ける。２軸応力下の変形においては、引張試験のｒ値が高いことは、降伏点の高い場合と同じ効果をもたらす。すなわち、ｒ値が高いということは、板に面方向の応力が加えられたとき、応力に垂直な方向の変形は、板厚の方向では変形抵抗が大きく、板面に平行な方向では変形抵抗が小さいことを意味する。
【００１７】
引張試験では応力に垂直な方向は自由に変形できるが、２軸の応力下では板面に平行な方向は拘束されるので、プレス加工の変形は主として板厚の変形により進行する。したがって、ｒ値が高い鋼板では、板厚を減少させるのにより大きい応力を必要とし、降伏点が高い場合と同じ挙動を示すことになる。これに対し複合組織鋼板のｒ値は、通常、高いものが得られず１．０前後と低く、このために降伏強度が高くても面歪みが発生しにくと推定される。
【００１８】
プレス加工においては、同一形状の部品を成形する場合、絞り加工の要素をある程度張出し加工の要素で置き換えても、十分成形できる場合が多い。すなわち複合組織鋼板は、ｒ値が低く絞り性はよくないが、伸びを大きくし延性を向上させ張り出しを容易にさせれば、同じ形状の部品に対しｒ値の高い鋼板と同様に使用できると考えられる。その上、部品成形に張り出し加工変形の要素を増すことにより、加工硬化による強度上昇も期待できる。
【００１９】
そこで、引張強さは４４０Ｎ／ｍｍ２を超え、降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２以下で延性ができるだけ大きく、かつ溶融亜鉛めっき設備にて可能な範囲の処理条件により製造でき、しかも合金化溶融亜鉛めっき層が加工によるパウダリングやチッピングを発生し難い素地の複合組織鋼板を得ることを目標とし、その鋼組成を種々検討した。
【００２０】
その結果、次のようなことがわかってきた。まず延性の点からＣの含有量はできるだけ低い範囲に限定すべきである。低いＣ含有量において複合組織とするには、Ｍｎなどオーステナイトを安定化させる元素を多く添加しなければならない。しかし、これらの元素の多量の含有は延性を悪くするが、Ｃｒ、ＭｏあるいはＢを同時に含有させて複合して用いると、同じ効果を得るためのこれら元素の合計の含有量を低減できる。さらに、ＰおよびＳｉは、延性を大きくは損なわずに強度を向上させることができるが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス加工時に生じやすいパウダリングやチッピングには好ましくない。
【００２１】
目標とする特性を有する素地鋼板の化学組成としては、上記のような傾向があきらかにされたので、さらにこのような組成の鋼にて、めっき前の素地鋼板の製造条件や溶融亜鉛めっき設備における処理条件を検討した。その結果従来より知られている、複合組織鋼板を得る条件に準じて選定すればよいこともわかってきた。すなわち、熱延の巻き取り温度をやや高めとし、めっき前に二相域に加熱後、めっき浴までの冷却速度および合金化処理加熱後の冷却速度を管理し、そしてめっき処理後の整製過程での調質圧延はできるだけ少ない加工でおこなうなどを留意することによって、より特性のすぐれた鋼板が得られたのである。
【００２２】
本発明者らは、このような知見に基づき、さらに各限界条件を明らかにすることによって、本発明を完成した。
本発明は、次の(1)〜(2)の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板と、(3)〜(4)の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法に関する発明である。以下、それぞれ、本発明１〜２及び本発明３〜４という。本発明１〜４を総称して本発明ということがある。
(1) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下で、その素地鋼板は複合組織であり、化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.033％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
(2) 合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下で、その素地鋼板は複合組織であり、化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.033％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｂ：0.0003〜0.003％、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板。
(3) 化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.04％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼に、熱間圧延を施した後に550〜700℃で巻き取り、その後、酸洗、冷間圧延および連続溶融亜鉛めっきを順次施すことによって、素地鋼板が複合組織からなるものであって、かつ、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下であることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
(4) 化学組成が質量％にてＣ：0.02〜0.04％、Ｓｉ：0.2％以下、Ｍｎ：1.5〜2.5％、Ｃｒ：0.03〜0.5％、Ｍｏ:0〜0.5％で、かつＭｎ、ＣｒおよびＭｏの合計量が1.8〜2.5％、sol.Ａｌ：0.01〜0.10％、Ｐ：0.03％以下、Ｓ：0.01％以下、Ｂ：0.0003〜0.003％、Ｎ：0.008％以下であり、残部はＦｅおよび不純物からなる鋼に、熱間圧延を施した後に550〜700℃で巻き取り、その後、酸洗、冷間圧延および連続溶融亜鉛めっきを順次施すことによって、素地鋼板が複合組織からなるものであって、かつ、引張り試験における降伏点が300N/mm２以下であることを特徴とする、成形性にすぐれた合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板の製造方法。
【００２３】
【発明の実施の形態】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２以下で、その素地鋼の金属組織がフェライト相中にマルテンサイト相の分散した複合組織であることとする。これは降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２を超えると、自動車などの外板パネルにプレス成形した場合、面歪みが発生しやすくなるからである。めっき素地の鋼板の金属組織を複合組織とするのは、降伏点を３００Ｎ／ｍｍ２以下とし、かつ引張強さが４４０Ｎ／ｍｍ２を超える鋼板とするためである。なお、複合組織の場合、わずかな変形で降伏点は上昇するので、３００Ｎ／ｍｍ２以下であれば、下限値はとくには定める必要はない。
【００２４】
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板の、めっき層を除く素地の鋼板の化学組成は、質量％にて以下のように限定する。&nbsp;
Ｃの含有量は0.02〜0.04％とする。Ｃは複合組織鋼板の強度を向上させる。0.02％を下回ると強度が不足し、マルテンサイト相が十分得られず所要の複合組織鋼板が得られなくなる。0.06％を超えると強度は向上するが、降伏点が300N/mm２を超えてしまい、目的とする特性の鋼板が得られない。したがって、安定して降伏点を300N/mm２以下とするために望ましいＣの含有量は0.02〜0.04％である。
【００２５】
Ｓｉの含有量は０．２％以下とし、特に添加しなくてもよい。したがって下限は不純物レベルでもよい。Ｓｉの含有は伸びの低下を少なくして強度を向上させ、その上複合組織を形成しやすくする。しかし、めっきの際の溶融亜鉛の濡れ性を悪くするので、０．２％を超える含有はめっきむら発生の原因になり、めっき品質を低下させるので好ましくない。
【００２６】
Ｍｎは複合組織を得るために重要な元素であり、その含有量を１．５〜２．５％とする。１．５％を下回ると、オーステナイト相の安定化効果が不足し、連続溶融めっき設備の処理条件範囲では複合組織が得られなくなる。しかし、２．５％を超える含有は、延性の低下により加工性を悪くし、その上降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２を超えてしまうおそれがある。
【００２７】
Ｃｒは含有量を０．０３〜０．５％とする。Ｍｎと同様にオーステナイト相の安定化作用があり、Ｍｎと複合して含有させることによりその効果が大きくなる。また、Ｍｎに比較して、延性低下の影響が小さい。このような効果を得るためには、少なくとも０．０３％の添加が必要である。しかし、含有量が増すと溶融亜鉛の濡れ性を悪くしめっき品質を悪くするので、多くても０．５％までとする。
【００２８】
Ｍｏは、特には含有させなくてもよいが、必要に応じ０．５％まで含有させる。ＭｏはＭｎやＣｒと同様な作用を有し、とくにＭｎおよびＣｒと複合して含有させるとその効果が顕著であり、Ｃ含有量やＭｎ含有量を低くしたい場合、板厚が厚い場合、または溶融亜鉛めっき設備の冷却能力不十分な場合など、有効に活用できる。このような効果を得るためには、少なくとも０．０３％以上の含有が望ましい。しかし、０．５％を超える含有は、含有量に応じた作用の向上は小さく、コストも増大してくる。
【００２９】
Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏの各元素それぞれの含有範囲は上記のとおりであるが、さらに、ＭｎおよびＣｒの含有量、またはＭｎおよびＣｒとＭｏの含有量は、その合計を１．８〜２．５％に限定する。これはこれら３元素の合計量が１．８％を下回る場合は、複合組織が十分得られず強度が不足し、２．５％を超えると降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２を超えてしまい、プレス成形品の面歪みの発生を抑止できなくなるからである。
【００３０】
Ｂはオーステナイト相を安定化させ、複合組織をより容易に形成させるために０．０００３〜０．００３０％含有させる。Ｍｎ、ＣｒおよびＭｏはいずれもその含有量と共にオーステナイト相の安定化効果は増すが、一方において、これらの元素の増加は鋼の延性を低下させる。これに対しＢは微量の含有で、たとえばＭｎを０．３〜０．５％程度増加させたのと同程度の効果が得られる。したがって加工性を損なうことなくオーステナイト相を安定化させ、複合組織の形成を容易にする。ただしこのような効果を発揮させるには、Ｍｎが十分含まれている必要がある。そして、この効果を得るには少なくとも０．０００３％以上必要であるが、含有量を変えてもその効果は変化せず一定で、０．００３０％を超えると、変形により割れを発生しやすくなり、加工性が低下する。したがって、Ｂを含有させる場合は０．０００３〜０．００３０％とする。
【００３１】
ｓｏｌ．Ａｌ含有量は０．０１〜０．１％とする。Ａｌは連続鋳造時、鋳片の健全性確保、あるいは有効な固溶Ｂの保有のための、溶鋼脱酸の結果として含有される。また、Ｎと結合して微細なＡｌＮ析出物を形成し、溶融亜鉛めっき前の２相共存域での加熱時における、結晶粒粗大化を抑止する効果がある。これらの効果を発揮するにはｓｏｌ．Ａｌとして、少なくとも０．０１％以上必要である。しかし、０．１％を超えて含有させても効果が飽和して無駄であるし、その上めっきの付着が悪くなることがある。したがって、ｓｏｌ．Ａｌの含有量は０．０１〜０．１％とする。
【００３２】
Ｐの含有量は、０．０３％以下とする。Ｐは鋼の原料から不純物として混入してくる元素の一つであるが、鋼の強度を高めるため添加することがある。しかし、溶融亜鉛めっき層を合金化する際の鉄の拡散を抑制して合金化を遅らせ、それが加工時のパウダリングやチッピングの原因となるおそれがある。また、プレス加工の際の二次加工脆化を生じさせたり、スポット溶接性を悪くしたりする。そこで含有量は、多くとも０．０３％までとするが、少なければ少ないほど好ましい。
【００３３】
Ｓの含有量は０．０１％以下とする。Ｓも鋼の原料に起因する不純物であり、硫化物の形で非金属介在物として存在し、鋼の加工性を劣化させるので、少なければ少ないほどよい。その存在による影響がほぼ無視できる限度として、０．０１％以下に限定する。
【００３４】
Ｎの含有量は０．００８％以下とする。Ｎは鋼の製造過程で混入してくる不純物の一つであり、鋼板の加工性の観点からは少なければ少ないほどよい。しかし、Ａｌと結合して微細なＡｌＮを形成し、鋼の粗粒化を抑制するので、通常の製造過程で混入する０．００２〜０．００８％程度の含有は好ましい場合がある。すなわちＮの含有量は、多くても０．００８％以下とするが、下限はとくには定めない。
【００３５】
次に、本発明の鋼板を製造するための製造方法は、基本的には、上述の化学組成とした素地鋼板を用い、通常の連続溶融亜鉛めっき設備にて合金化処理をおこなえば、目的とする降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２以下のプレス成形時の面歪みのない、引張強さが４４０Ｎ／ｍｍ２を超える高張力の合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。しかしながら、より安定して目的とする鋼板を製造するには、以下の点に留意することが望ましい。
【００３６】
熱間圧延工程における巻き取り温度は、５５０〜７００℃が好ましい。これは高めの巻き取り温度とすることにより、複合組織鋼がより安定して製造できるからである。巻き取り温度を高くすると、熱間圧延直後の冷却速度がおそくなり、冷却過程において残存するオーステナイト相へＣが濃化、すなわちＣが偏在する傾向がある。これを冷却後、冷間圧延し連続溶融亜鉛めっき設備において二相域に加熱してから冷却するときに、Ｃの偏在が複合組織を形成させやすくするためと考えられる。５５０℃以下の巻き取り温度では、このような効果は少なく、７００℃を超える巻き取りは、酸化スケールの増大やコイル変形の問題が生じるおそれがある。
【００３７】
連続溶融亜鉛めっき設備にて、めっきおよび合金化処理をおこなう際、鋼板を二相域に加熱した後の、溶融亜鉛浴温度近傍までの冷却は３℃／ｓ以上の冷却速度、合金化処理後２５０℃までの冷却は２℃／ｓ以上であればよい。しかし、Ｃ量が低いため、オーステナイト相のフェライトとパーライトへの分解が速く、Ｍｓ点も４３０〜４６０℃程度と高いので、冷却はできるだけ速くすることが望ましい。すなわち、オーステナイト相をより多くマルテンサイト相とするには、通常４５０〜４７５℃である溶融亜鉛浴までを３℃／ｓ以上のできるだけ速い冷却とし、亜鉛付着後はＭｓ点以下に冷却しないようにして、合金化処理の５００〜５５０℃程度まで再加熱昇温し、その後は２５０℃位までを１０℃／ｓ以上と、できるだけ速く冷却するのがよい。
【００３８】
製品とする鋼板の形状や表面状態の調製のため、伸び率０．５％以下の調質圧延または軽度のレベラー加工を施す。これらの加工は、不必要ならおこなわないことが望ましい。この場合、加工度が増すと降伏点が増加し、目的とする降伏点が３００Ｎ／ｍｍ２以下の鋼板が得られなくなるので、調質圧延の伸び率は０．５％以下に止めるとよい。レベラーを通す場合も加工度が増すと降伏点が高くなるので、できるだけ少なくすべきである。
【００３９】
【実施例】
連続鋳造法により表１に示す化学組成の鋼スラブを製造し、１２２０℃に加熱して熱間圧延をおこない、６５０℃で巻き取った。酸洗後圧下率７６％として冷間圧延をおこない幅１３００ｍｍ、厚さ０．７５ｍｍの鋼板コイルとした。この鋼板を連続溶融亜鉛めっき装置にてＡｃ１点以上に加熱して焼鈍後、冷却して溶融亜鉛浴に浸漬し目付量片面あたり４５ｇ／ｍ２の両面めっきをおこない、次いで５２０℃に加熱して合金化処理した。
【００４０】
めっき装置出側にて、調質圧延およびレベラー加工の施されてない状態のサンプルを採取し、ＪＩＳ５号試験片による引張試験、穴広げ試験、面歪み性評価験、パウダリング試験をおこなった。鋼板の加工性評価法の一つである穴広げ試験は、直径１０ｍｍの穴をクリアランスは板厚の１２％として打ち抜き、直径５０ｍｍのしわ押さえにて頂角６０°の円錐ポンチにより、割れの発生しない限界の穴広げ率を測定した。
【００４１】
面歪みの評価は、図１に示すような、型中央部にドア把手部相当形状のエンボス加工部を有する、４００ｍｍ角のカマボコ型のモデルパネル形状を成形した。成形品の面形状を三次元形状測定機にて測定してデータを計算機に取り込み、目視判定による面歪みと最も相関のあった、エンボス部の肩より１０ｍｍ離れた位置の図に示すｘに平行な方向の形状曲線の、長さ３００ｍｍの範囲内における二次微分係数の最大値と最小値から評価した。すなわち、面歪みパラメータＫを
Ｋ  ＝  二次微分係数の最大値  −  二次微分係数の最小値
とし、Ｋの値を目視判定の結果と対比すると、Ｋ≧５０×１０−５の場合、面歪みが発生しており、Ｋ＜５０×１０−５であれば面歪みがないと判断できる。
【００４２】
合金化めっきのめっき層品質を判定する耐パウダリング性は、絞り比１．８の直径５０ｍｍのポンチによる円筒絞り成形をおこない、めっきの剥離量を秤量して評価した。
【００４３】
表２に上記評価試験結果を製造条件と合わせて示す。この表２の結果から明らかなように化学組成が本発明の定める範囲内であり、かつ降伏点が300N/mm２以下である試番3〜7および9の鋼板は、引張強さが440N/mm２を超え、面歪みパラメータの値が小さく、伸びが大きく穴広げ性がすぐれており、めっき層のパウダリングもすくない。これに比し試番10〜17の鋼板は、化学組成が本発明の範囲を逸脱するものであり、複合組織が十分得られず降伏点が高く面歪みが大きいか、降伏点が低く面歪みが小さくても、穴広げ性または耐パウダリング性がよくない。
【００４４】
【表１】
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【表２】
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【図面の簡単な説明】
【図１】面歪みの評価に用いるモデルパネルの形状を示した図である。
【図１】
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