(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量割合で、Ｃ：０．０４１〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００２〜０．１％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成る鋼組成を有するスラブを加熱し、７８５〜８３０℃で熱間圧延を終了し、次いで５００℃〜６５０℃の巻取温度で巻取り、通常の酸洗後、冷延率４０〜８０％で冷間圧延を行い、さらに溶融亜鉛めっきラインにて５００〜６３０℃の温度で焼鈍後溶融亜鉛めっきを施すことにより得られる、引張強さが４００〜５９０ＭＰａで、かつ（Ｃ方向の全伸び）／（Ｌ方向の全伸び）＝ＲＥＬ＞０．７であることを特徴とする、加工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２】
質量割合で、Ｂ：０．０００２〜０．００３％を含有する、請求項１記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、加工性と経済性に優れた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、経済性の点から自動車、各種機器の部材、建築用材等様々な分野において鋼の高強度化が求められている。その多くは曲げ加工や軽度の張出し、穴拡げ等の加工度の緩い成形品であり、再結晶冷延鋼板のように大きな延性を必要としない。このような用途では、プレス装置、金型等の制約から、やみくもに高強度化が求められているわけではなく、引張強さが４００〜５９０ＭＰａ程度で、（Ｃ方向の全伸び）／（Ｌ方向の全伸び）＝ＲＥＬ＞０．７以上の、経済性の高い安定した材質の鋼板が強く望まれている。
【０００３】
高強度鋼板を製造する場合、一般に、析出、変態、転位などによる強化方法を用いている。例えば、特公昭５３−９１６７号公報、特公昭５４−４１９８５号公報では、鋼にＰを添加し、冷間圧延後の焼鈍時に析出させ、高強度を得ている。また、ベイナイトやマルテンサイト等への変態による強化方法では伸びが良好な鋼板が得られるが製造中に急冷工程が入り、しかも多量の合金元素を必要とする。
【０００４】
転位による強化方法は、冷間圧延後の焼鈍工程において、再結晶を完了させないことにより、高強度化を図る方法であり、様々な合金元素を必要とする上記析出、変態による強化方法に比し、安価となるが、圧延方向（Ｌ方向）の伸びと圧延方向に直角な方向（Ｃ方向）  の全伸びの異方性が一般に悪い。その改善方案として特開昭５６−１１９７３１号公報のように４００℃以下の極低温巻取を行うことを特徴とする方法や特公昭４６−２６２１７号公報のように熱延後の冷間圧延時に軽冷延率で圧延後焼鈍する方法が知見されている。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
前述の特開昭５６−１１９７３１号公報の製造方法は、熱間圧延後、極低温巻取をすることにより、炭素を固溶、微細炭化物状態とし、冷間圧延時のボイド抑制を図り、鋼板の伸びの異方性の改善を狙ったものであるが、実質的に引張強さ６００ＭＰａ以上の鋼板の製造方法であり、熱間圧延後の巻取温度が極端に低いため、通常行われている熱間圧延仕上〜巻取の時間内に鋼板の再結晶が完了せず、加工組織が多く残留し硬化することから、その後の冷間圧延時の圧延負荷が著しく大きくなる。よって、冷延率も大きく出来ず、工業的に制約が生じるばかりか、冷延電力コストも顕著に増加するという欠点がある。
【０００６】
また、特公昭４６−２６２１７号公報の製造方法では、熱間圧延、酸洗後の冷間圧延の冷延率が１０〜３５％と低く、同じ厚みの冷延板を得るためには、熱間圧延を薄く仕上げる必要があり、熱延及び酸洗コストの顕著な増大を招くという致命的な欠点がある。従って、引張強さが４００〜５９０ＭＰａで、かつＣ、Ｌ方向の全伸びの異方性が小さく経済性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは困難であった。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明者は、かかる問題を解決するために鋭意検討を行い、特定の鋼成分に対し製造条件を限定することで炭化物の析出方向を制御し、伸びの異方性を改善出来ることを発見した。その結果、引張強さが４００〜５９０ＭＰａで、かつＣ、Ｌ方向の全伸びの異方性が小さく、経済性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板を製造出来ることを知見した。すなわち、本発明による高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の要旨は、
【０００８】
（１）質量割合で、Ｃ：０．０４１〜０．１％、Ｓｉ：０．００５〜０．１％、Ｍｎ：０．０１〜０．５％、Ｐ：０．００２〜０．１％、Ｓ：０．００２〜０．０５％、Ａｌ：０．００５〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１％、残部Ｆｅ及び不可避的不純物から成る鋼組成を有するスラブを加熱し、７８５〜８３０℃で熱間圧延を終了し、次いで５００℃〜６５０℃の巻取温度で巻取り、通常の酸洗後、冷延率４０〜８０％で冷間圧延を行い、さらに溶融亜鉛めっきラインにて５００〜６３０℃の温度で焼鈍後溶融亜鉛めっきを施すことにより得られる、引張強さが４００〜５９０ＭＰａで、かつ（Ｃ方向の全伸び）／（Ｌ方向の全伸び）＝ＲＥＬ＞０．７であることを特徴とする、加工性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、であり、さらには、
（２）質量割合で、Ｂ：０．０００２〜０．００３％を含有する、前記（１）記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法、である。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明により製造される高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さが４００〜５９０ＭＰａでかつＣ、Ｌ方向の全伸びの異方性が小さい、低コストで加工性の優れたものである。  以下、本発明の成分限定理由について述べる。
Ｃは高強度を確保するために必要な元素である。０．０４１％未満では、高強度を得られず、脱炭コストが上昇し、また０．１％以上あると加工性が劣化すると共に合金コストが上昇するため、０．０４１％〜０．１％とした。
Ｓｉは、鋼の溶製工程における脱酸剤であり、固溶強化元素として鋼の強度化に有効であるが、熱間圧延時のスケール疵の要因となり、０．５％以上では冷延後の表面の品質にも悪影響を及ぼし、また、０．００５％以下にすることは経済的に困難であることから０．００５％〜０．５％とした。
【００１０】
Ｍｎは固溶強化元素として、鋼の強度化に有効であるほか、Ｓによる熱間脆性防止のために添加されるが、０．０１％未満では効果がなく、また０．５％以上ではコスト高の原因になることから０．０１％〜０．５％とした。
Ｐは、強度及び加工性に影響を与える元素であるが、０．１％を越えると脆性、及び加工性が顕著に劣化し、また０．００２％未満ではさしたる影響もないことから、０．００２〜０．１％とした。
【００１１】
Ｓは不可避的に含まれるものであるが、０．０５％以上あると熱間脆化のため表面が劣化し、また、０．００２％未満ではその影響も小さく脱硫コストも増大することから０．００２〜０．０５％とした。
Ａｌは脱酸、脱窒のために添加されるが０．００５％未満では添加効果がなく、一方、０．１％を越えると製鋼工程でのノズル閉塞の恐れがあり、また製品の表面性状が劣化するため０．００５〜０．１％とした。
【００１２】
Ｎは、固溶Ｎがストレッチャー・ストレインの原因となり、表面性状が劣化するため少ない方が望ましく、０．０１％を越えるとその影響が顕著となる。しかし、０．００１％未満にすることは工業上困難であることから０．００１〜０．０１％とした。
Ｂは２次加工脆性の改善に用いられる元素であるが０．０００２％未満では添加効果が無く、０．００３％ではその効果が飽和するため０．０００２％〜０．００３％とした。
【００１３】
次に製造条件について述べる。本発明者は、前述の成分を含有したスラブを次に示すような製造条件に制御することにより、炭化物の析出を制御し、伸びの異方性を改善出来ることを知見した。
熱間圧延の仕上温度は本発明にとり重要であり、７８５℃〜８３０℃で熱間圧延を終了する。この意味は、析出炭化物の析出制御と冷間圧延負荷低減にある。この温度域で仕上圧延することにより、仕上げから巻取後までに粒界析出する炭化物の析出がＬ方向に多くなり、Ｃ方向への析出を減少させることが出来る。この析出は後述の冷間圧延、焼鈍後の伸びに影響を与え、特にＣ方向では析出物の減少による伸びの改善効果が著しくなる。冷間圧延後の組織はＬ方向に展伸しており、Ｌ方向の伸びはさして劣化しない。
【００１４】
また、この温度領域で圧延した場合には、変形抵抗の小さい集合組織が板面に平行に発達するため冷間圧延負荷が減少し析出炭化物への負荷も軽減され、圧延時の破砕などの悪影響を抑制する事が出来る。８３０℃より高い温度で圧延すると、この効果がないばかりか、粗大な結晶粒と細粒が混在し易くなり、通板性が悪くなるとともに熱延板の肌荒れが大きくなり、好ましくない。また７２０℃未満では熱間圧延後に加工組織が残留し、冷延工程の負荷が急激に大きくなる。
【００１５】
熱間圧延後の巻取温度は、析出炭化物の抑制と、完全再結晶組織を得るという２つの側面を持ち、これを両立させる必要がある。６５０℃以上であると、冷延焼鈍後のセメンタイトが圧延面に平行に層状に粒界析出が顕著となり、全伸びを悪化させ、また５００℃未満であると熱間圧延時の加工組織が再結晶せず残留し、冷間圧延時の通板性が悪くなることから５００〜６５０℃とした。
次いで通常の酸洗後、冷間圧延する。冷間圧延の圧延率は４０％未満であると所定の引張強さが得られず、また８０％以上であると伸びの絶対値が小さくなるため、４０〜８０％とした。
【００１６】
次いで、溶融亜鉛めっきを行うが、めっき前の焼鈍温度は６３０℃以上であると再結晶が進行し所定の強度が得られず、５００℃未満では回復が充分進行せず、引張強さが所定より高く、伸びの異方性が大きいため、５００℃〜６３０℃の範囲とした。
このように、本発明は、炭化物の析出方向を積極的に制御することで伸びの異方性を減少させるという全く新しい視点に基づいており、単に析出炭化物を固溶状態、あるいは微細炭化物状態にする特開昭５６−１１９７３１号公報記載の技術とは顕著な相違がある。
【００１７】
【実施例】
表１に示すＡ〜Ｆの化学成分の鋼を転炉出鋼し、連続鋳造により鋼片を得た後、仕上圧延出側温度７８０〜９０５℃、巻取温度５５０〜６７０℃となるように熱間圧延し、４．５mm厚さの熱延コイルを製造後、冷延率３５〜８５％で冷間圧延し、その後、連続式溶融亜鉛めっきラインにて４８０〜６５０℃、焼鈍時間６０秒で焼鈍後、その後４７０℃で溶融亜鉛めっきを施した材料について材質調査を行った。引張試験片は圧延方向に対し０゜、９０゜方向から切出加工したＪＩＳ５号試験片で行った。
【００１８】
【表１】
0003616472.tif 000002
【００１９】
表２に製造条件と機械的性質を示す。表中Ｎｏ１〜４、及びＮｏ１１が本発明例である。Ｎｏ５はＦＴが規定から外れている比較例であり引張強さが低い。Ｎｏ６は巻取温度が規定から外れている比較例で、Ｌ方向とＣ方向の全伸びの比である、ＲＥＬ＝（Ｃ方向の全伸び）／（Ｌ方向の全伸び）が小さく、異方性が大きい。Ｎｏ７、及び８は冷間圧延時の冷延率が規定から外れている比較例であり、Ｎｏ７は引張強さが小さく、Ｎｏ８はＲＥＬが不足している。また、Ｎｏ９、及び１０は溶融亜鉛めっきライン中での焼鈍温度が規定から外れている比較例であり、Ｎｏ９は引張強さが不足し、Ｎｏ１０では逆に引張強さが高過ぎ、またＲＥＬも不足している。また、Ｎｏ１２、及び１３は本発明鋼の成分規定から外れている比較例であり、ともに引張強さとＲＥＬが本発明の特許請求範囲から外れている。
【００２０】
【表２】
0003616472.tif 000003
【００２１】
【発明の効果】
以上のように、本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さが４００〜５９０ＭＰａで、かつＣ、Ｌ方向の全伸びの異方性が小さいため、多くの分野に適用可能であり、しかも合金コストを抑制し、かつ製造コストも安価なため、経済性にも非常に優れており、産業上に与える効果は極めて大きい。