(57)【要約】【課題】  プレス成形時の表面摺動性（耐フレーキング性）、耐パウダリング性を両立させ、かつ生産性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法を提供すること。【解決手段】  鋼板（地鉄）が、質量％で、Ｃ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ：０．００１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜２．５％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．０００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成で、鋼板（地鉄）中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに鋼板表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下であることを特徴とする生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。【選択図】  図６
2014058741.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、鋼板（地鉄）が、質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．０１％、
Ｓｉ：０．００１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成で、鋼板（地鉄）中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに鋼板表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下であることを特徴とする生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記鋼板（地鉄）の前記成分組成がさらに質量％で、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．１％以下の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１または２に記載の成分組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを１１００〜１３００℃で加熱する工程と、加熱スラブを仕上げ温度８００℃以上１０５０℃以下、巻取り温度５００℃以上８００℃以下の条件で熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、塩酸または硫酸を用いてスケールを除去する酸洗をして酸洗コイルを得る工程と、前記酸洗コイルを、鋼板中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下の冷延率で冷間圧延して冷延コイルとする工程と、前記コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍するとともに、その後コイル表面に溶融めっきを施す工程とを有することを特徴とする生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車、家電製品、建築材料等へプレス成形して用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するもので、特に、摺動性（耐フレーキング性）、耐パウダリング性及び化成処理性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板は亜鉛めっき鋼板と比較して溶接性および塗装性に優れることから、自動車車体用途をはじめとして、家電製品、建築材料等の広範な用途分野で多用されている。このような用途に用いられる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、プレス成形を施されて使用に供されるのが通常である。ところが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施した後、直ちに亜鉛の融点以上に加熱保持して、鋼板中のＦｅをめっき層中のＺｎ中に拡散させる合金化反応を生じさせて、Ｚｎ−Ｆｅ合金相を形成させたものであるが、冷延鋼板に比べてプレス成形性が劣るという欠点を有する。
【０００３】
このようにプレス成形性が劣る原因としては、合金化溶融亜鉛めっき層の組織に起因するものである。即ち、鋼板中のＦｅをめっき層中のＺｎ中に拡散させる合金化反応によって生成させたＺｎ−Ｆｅ合金めっき層は、通常、Γ相、δ1相、ζ相からなるめっき皮膜層であり、Ｆｅ濃度が低くなるに従い、Γ相→δ1相→ζ相の順で、硬度ならびに融点が低下し、鋼板表面に近いめっき層領域（めっき鋼板界面）には硬質で脆いΓ相が生成し、めっき層上部領域には軟質のζ相が生成する。ζ相は軟質でプレス金型と凝着しやすく摩擦係数が高く、摺動性が悪いので、厳しいプレス成形を行なったときにめっき層が金型に凝着し剥離する現象（フレーキング）を引き起こす原因となり、そして、Γ相は硬質で脆いためプレス成形時にめっき層が粉状になって剥離（パウダリング）する原因となる。
【０００４】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板をプレス成形する際には、摺動性が良好なことが重要である。このため、摺動性の観点では、めっき皮膜は高合金化して高硬度で、融点が高く凝着の起こりにくい高Ｆｅ濃度の皮膜が有効であるが、パウダリングを引き起こすこととなる。一方、パウダリングを防止するために低合金化し、Γ相の生成を抑制した低Ｆｅ濃度のめっき皮膜とすると摺動性が劣りフレーキングを引き起こすこととなる。
【０００５】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性を良好なものとするためには、摺動性とバウダリングとの相反する性質を両立させることが要求される。
【０００６】
これまで、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形性を改善する技術として、高Ａｌ浴において、該Ａｌ濃度との関係で規定される高侵入板温でめっきを行なうことにより合金化反応を抑制し、その後、高周波誘導加熱方式の合金化炉で出側板温が４９５℃超〜５２０℃となるように合金化処理することによりδ1主体の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法（例えば、特許文献１参照）や、溶融Ｚｎめっきを施し、直ちに４６０〜５３０℃の温度域で２〜１２０秒保持後、５℃／秒以上の冷却速度で２５０℃以下に冷却してδ1単相の合金化めっき層を形成する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献２参照）や、表面摺動性と耐パウダリング性を両立させるために、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造時の合金化処理で加熱・冷却中の温度（Ｔ）と時間（ｔ）とを掛け合わせて積算した温度分布に基づいて、合金化処理の温度パターンを決定する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法（例えば、特許文献３参照）が提案されている。
【０００７】
これらの従来提案されている技術は、何れも合金化の度合いを制御して、合金化溶融亜鉛めっき層の硬質化を図り、合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形時の欠点となる耐パウダリング性と耐フレーキング性）との両立を図るものである。
【０００８】
また、表面平坦部が摺動性に大きな影響を与えるので、表面平坦部を制御して、表層にζ相が多く存在するめっき皮膜においても良好な耐パウダリング性、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすること（例えば、特許文献４参照）が提案されている。
【０００９】
この技術は、合金化度を低くして表層にζ相が多く存在するめっき皮膜においても良好な耐パウダリング性、摺動性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板としたものであるが、耐フレーキング性（耐摺動性）をさらに改善することが必要であると考えられる。
【００１０】
さらに、この他に、亜鉛系めっき鋼板のプレス成形性を向上させる方法としては、高粘度の潤滑油を塗布する方法が広く用いられているが、潤滑油の高粘性のために塗装工程で脱脂不良による塗装欠陥が発生したり、また、プレス時の油切れにより、プレス性能が不安定になったりする等の問題がある。このため、亜鉛系めっき鋼板の表面にＺｎＯを主体とする酸化膜を形成させること（例えば、特許文献５参照）や、Ｎｉ酸化物の酸化膜を形成すること（例えば、特許文献６参照）が提案されているが、これらの酸化膜は化成処理性が劣るという問題がある。そこで化成処理性を改善した皮膜としてＭｎ系酸化物皮膜を形成すること（例えば、特許文献７参照）が提案されている。しかし、これらの酸化物系皮膜を形成する技術は、いずれも合金化溶融亜鉛めっき層の構造との関係については具体的に検討されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開昭９−１６５６６２号公報
【特許文献２】特開２００７−１３１９１０号公報
【特許文献３】特開２００５−５４１９９号公報
【特許文献４】特開２００５−４８１９８号公報
【特許文献５】特開昭５３−６０３３２号公報
【特許文献６】特開平３−１９１０９３号公報
【特許文献７】特開平３−２４９１８２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
本発明は、かかる事情に鑑み、プレス成形時の表面摺動性（耐フレーキング性）、耐パウダリング性を両立させた生産性に優れた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ことを課題とする。
【課題を解決するための手段】
【００１３】
合金化溶融亜鉛めっきの合金化処理で高合金化処理をすれば、Γ相が多く生成してプレス成形時の表面摺動性（耐フレーキング性）は良好となるが、耐パウダリング性が劣ることとなる。一方、合金化処理で低合金化処理をすれば、Γ相の生成が少なくなってζ相が多くなり、プレス成形時の耐パウダリング性は良好となるが、表面摺動性（耐フレーキング性）が劣ることとなる。合金化溶融亜鉛めっき鋼板においてはΓ相の生成は避けることができない。そこで、本発明者らは、上工程である熱延、冷延、焼鈍条件の溶融亜鉛めっきの合金化に及ぼす影響を鋭意研究した。その結果、冷間圧延時の冷延率と合金化速度に関係があることを見出し、鋼中の成分により冷延率を変化させることにより、合金化条件を大きく変化させることなく、好適なめっき層を形成させ、耐パウダリング性と耐フレーキング性とを両立できることを知見して、本発明を完成した。
【００１４】
本発明の要旨は、次の通りである。
【００１５】
（１）  合金化溶融亜鉛めっき鋼板であって、鋼板（地鉄）が、質量％で、
Ｃ：０．０００５〜０．０１％、
Ｓｉ：０．００１〜１．０％、
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０２％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１０％、
Ｔｉ：０．０００１〜０．１％、
Ｎ：０．００１〜０．０１０％
を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成で、鋼板（地鉄）中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに鋼板表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下であることを特徴とする生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
（２）前記鋼板（地鉄）の前記成分組成がさらに質量％で、
Ｂ：０．００５％以下、
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｍｏ：０．１％以下
の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）に記載の生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
（３）上記（１）または（２）に記載の成分組成の溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程と、前記スラブを１１００〜１３００℃で加熱する工程と、加熱スラブを仕上げ温度８００℃以上１０５０℃以下、巻取り温度５００℃以上８００℃以下の条件で熱間圧延して熱延コイルを得る工程と、塩酸または硫酸を用いてスケールを除去する酸洗をして酸洗コイルを得る工程と、前記酸洗コイルを、鋼板中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下の冷延率で冷間圧延して冷延コイルとする工程と、前記コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍するとともに、その後コイル表面に溶融めっきを施す工程とを有することを特徴とする生産性とプレス成形性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１８】
本発明によれば、プレス成形時の耐パウダリング性、表面摺動性（耐フレーキング性）を両立させ、かつ生産性に優れた合金化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】
【００１９】
【図１】合金化溶融亜鉛めっき層の合金化度と生成するΓ相及びζ相との関係の概略図である。
【図２】Ｔｉ：０．０００５％の場合のＰ量とパウダリング、フレーキングの関係を示す図である。
【図３】Ｔｉ：０．００１％の場合のＰ量とパウダリング、フレーキングの関係を示す図である。
【図４】Ｔｉ：０．００８％の場合のＰ量とパウダリング、フレーキングの関係を示す図である。
【図５】冷間圧延時の冷延率と鋼板中のＰ濃度／Ｔｉ濃度（［Ｐ］／［Ｔｉ］）との関係を示す図である。
【図６】冷間圧延時の冷延率と鋼板表面粒径の関係を示す図である。
【図７】冷間圧延時の冷延率と鋼板表面方位の関係を示す図である。
【図８】冷間圧延時の冷延率と鋼板中のＰ濃度／Ｔｉ濃度との関係を示す図である。
【図９】鋼板表面の結晶方位｛１１１｝／｛１００｝と鋼板中のＰ濃度／Ｔｉ濃度との関係を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２０】
以下本発明を詳細に説明する。
【００２１】
金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスでは、焼鈍炉にて焼鈍された鋼板（以下単に地鉄ということがある）は、溶融亜鉛浴（ポット）に浸漬されて表面にめっきが施された後、加熱炉にて最高到達温度まで加熱された後、保熱炉にて徐冷され、冷却帯にて急冷されて、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造される。この場合、この合金化処理時の合金化温度等により合金化度が決まる。
【００２２】
図１の合金化度と生成するΓ相及びζ相との関係の概略図に示すように、合金化度が低いとζ相の生成が多くなり、Γ相の生成は抑制され、ζ相が厚くΓ相が薄くなる。一方、合金化度が高いとΓ相の生成が多くなり、ζ相の生成は抑制され、Γ相が厚くζ相は薄くなる。
【００２３】
そして、合金化度が高いとΓ相の生成量が多くなり、鋼板とめっき層との界面に厚く成長して合金化溶融亜鉛めっき鋼板のプレス成形時にパウダリングが発生する原因となる。即ち、合金化度が高く、Ｆｅ濃度が１１％以上となるとΓ相が厚く成長してパウダリングが発生する原因となる。一方、合金化度が低いとζ相の生成量が多くなり、めっき層表面に成長してプレス成形時にフレーキングが発生する原因となり、さらにＦｅ濃度が下がると溶接性が劣化し自動車の生産工程に悪影響が出る。
【００２４】
本発明では、合金化条件をなるべく変化させずに種々の鋼種を製造するために、より上工程である熱延、冷延、焼鈍の条件を鋭意検討した。その結果、本願発明者は、Ｔｉ含有量（［Ｔｉ］）とＰ含有量（［Ｐ］）と冷間圧延時の冷延率を特定の関係に制御することにより、耐フレーキング特性、耐パウダリング特性および生産性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を知見した。
【００２５】
以下、本願発明者がこの事実を知見した実験内容について説明する。本願発明者は、先ず、Ｃ：０．０００５〜０．０１％、Ｓｉ：０．００１〜１．０％、Ｍｎ：０．０１〜１．５％、Ｐ：０．００１〜０．１２％、Ｓ：０．０２％以下、Ａｌ：０．０１〜０．１０％、Ｔｉ：０．００１〜０．１％、Ｎ：０．００１〜０．０１０％の範囲で組成を変化させた鋼を、真空溶解炉で溶製し、１２００℃で１時間に加熱保持した後、仕上げ温度を８８０〜９３０℃で熱間圧延して熱延板とした。次に、この熱延板を酸洗した後、冷延率２０〜９７％で冷間圧延し冷延板とした。この冷延板を窒素９５％水素５％の雰囲気で８００℃の温度で６０秒間保持するサイクルで焼鈍し、冷却中４６０℃において浴組成Ｚｎ−０．１３５％Ａｌ−０．０４％Ｆｅでめっきを施し、その後４９０℃〜５３０℃にて合金化処理を行い、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）とした。その後、製作したＧＡ鋼板を用いプレス実験を行い、パウダリング性とフレーキング性を評価した。プレスはクランクプレスを用い、幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍを供試材とし、ｒ＝５ｍｍの半丸ビードの金型にてパンチ肩半径５ｍｍ、ダイ肩半径５ｍｍで成形高さ６５ｍｍに加工した。
【００２６】
図２〜図４にＴｉが０．０００５％の場合、０．００１％の場合、０．０８％の場合の結果を示す。図中、横軸にＰ量をとり、縦軸に冷間圧延時の冷延率をとり、パウダリングが生じた水準を×で、フレーキングが生じた水準を△で、いずれも生じなかった水準を○で示した。図２〜図４に示すように、パウダリング性とフレーキング性とを確保するには、Ｐ濃度が高くなるにしたがって、延伸率を低下させる必要があるが、Ｔｉ濃度が高くなるとＰ濃度が高くなっても延伸率の程度を下げなくてもよいことが分る。なお、パウダリング性とフレーキング性はいずれも目視で判断し、めっき層が粉状になって剥離したものをパウダリングが生じた水準とし、めっき層が剥離して金型に凝着していたものをフレーキングが生じた水準とした。以上の実験から、本発明者は、図２〜図４をまとめると、鋼板中のＰ濃度を０．１％以下にし、かつ、Ｐ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに、図５に示すように、冷間圧延時の冷延率を（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上で（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下にすることにより、耐フレーキング特性、耐パウダリング特性および生産性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が製造できることを知見した。
【００２７】
更に本発明者は、上述した現象のメカニズムを検討するために、製作したＧＡ鋼板を発煙硝酸でめっきを剥離して表面組織を調査した。その結果の一例を図６、図７に示す。図６には表面粒径に及ぼす冷間圧延時の冷延率の影響を、図７には表面方位に及ぼす冷間圧延時の冷延率の影響を示す図である。図６、図７とも横軸は冷間圧延時の冷延率（％）であり、縦軸はそれぞれ表面の平均粒径（μｍ）と表面方位｛１１１｝と｛１００｝の割合を示す。図６に示すように表面平均粒径は冷間圧延時の冷延率によってほとんど変化しないが、図７に示すように表面方位は冷間圧延時の冷延率によって大きく変化し、冷延率が小さいほど｛１００｝が多く、冷延率が大きいほど｛１１１｝が多い。図２〜図４において冷間圧延時の冷延率によって、パウダリング性やフレーキング性が変化しているが、この現象は合金化速度の影響によりめっき層構造が変化していることに起因しているが、この合金化速度の変化には、図７に示すように表面の結晶方位が影響していると推察される。この理由は明確ではないが、表面方位によって、Ｆｅの分離し易さが異なり、｛１００｝の方が｛１１１｝より分離し易いために、合金化速度が速いと推定される。
【００２８】
本発明者は、以上のようにＴｉ含有量（［Ｔｉ］）とＰ含有量（［Ｐ］）と冷間圧延時の冷延率を特定の関係に制御すること、すなわち換言すれば、図５〜図７より鋼板（地鉄）中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに鋼板表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下に制御することにより、耐フレーキング特性、耐パウダリング特性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを知見した。
【００２９】
本発明は、これらの知見に基づいて完成したものである。
【００３０】
以下、本発明で鋼板の成分を限定した理由について説明する（なお、ここで記載の％は、特別の断りがなければ質量％を意味する）。
【００３１】
自動車用鋼板としては、軟鋼あるいは高張力化しても深絞り性等のプレス成形性を満足するものでなければならない。本発明では、鋼板成分として、加工性を向上させるために、極低炭素鋼を基本成分とし、高張力化する場合は強化元素であるＳｉ、Ｍｎ、Ｐ等を添加した鋼板を用いるものである。以下に本発明の鋼板の各成分の添加理由および各成分の成分範囲を限定した理由を説明する。ここで、成分についての「％」は質量％を意味する。
【００３２】
Ｃ：０．０００５〜０．０１％、
Ｃは、プレス加工性に関する伸び及びｒ値を低減させる元素であり、少ないほうが好ましいが、０．０００５％未満に低減させるためには製鋼プロセスからしてコストがかかり操業上現実的でない。一方、０．０１％を超えると加工性を害することとなるので、上限を０．０１％とした。好ましくは、上限は０．００８％である。
【００３３】
Ｓｉ：０．００１〜１．０％、
Ｓｉは、鋼の強度を改善する元素であるが、Ｓｉが多くなると鋼板表面にＳｉ酸化物が形成され溶融めっきの際に不めっきやめっき密着性を低下させることとなるので、Ｓｉの上限を１．０％とした。一方、０．００１％未満にするには精錬コストが高くなるため、下限を０．００１％とする。また、高張力化する場合は強度確保の観点から０．１％以上の含有量とすることが好ましい。
【００３４】
Ｍｎ：０．０１〜２．５％、
Ｍｎは、鋼の強度を改善する元素であり、他の強化元素と組み合わせて使用するが、０．０１％未満では精錬コストが高くなるため、下限を０．０１％とする。一方、２．５％を超えて含有すると鋼板が硬化して加工性を低下させることとなり、また鋼板の表面にＭｎ酸化物が生成し、溶融めっき性が損なわれるので、Ｍｎの上限を２．５％とした。
【００３５】
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｐは、鋼の強度を改善する元素であり、他の強化元素と組み合わせて使用するが、０．００１％未満では精錬コストが高くなるため、下限を０．００１％とする。高張力化する場合は強度確保の観点から０．００５％以上の含有量とすることが好ましい。一方、Ｐは溶融亜鉛めっきの合金化反応を遅くさせる元素であり、めっき表面に線状模様を発生させ表面性状を劣化させたり、フレーキングの原因となる。更にスポット溶接性にも悪影響を与える元素であるので、その上限を０．１％とした。好ましくは０．０７％以下が良い。
【００３６】
Ｓ：０．０２％以下、
Ｓは、鋼中に不可避的に含有される不純物であり、深絞り性の観点からも少ないほうが好ましいが、０．０２％以下であれば、実質的な悪影響はなく、許容できる範囲である。
【００３７】
Ａｌ：０．０１〜０．１％、
Ａｌは、鋼の脱酸元素として含有される元素であって、０．０１％未満では十分な脱酸効果が得られない。しかし、０．１％を超えると加工性の低下を招くので、上限を０．１％とした。
【００３８】
Ｔｉ：０．０００１〜０．１％、
Ｔｉは、鋼中のＮをＴｉＮとして固定し、固溶Ｎ量を低減することにより、加工性を改善する元素であり、０．１％を超えて添加してもその効果は飽和し、むしろＴｉＣを形成して加工性を劣化させる。Ｔｉを添加する場合には０．０００１％以上添加することが加工性改善のためには好ましい。更にＴｉは合金化を促進させるため、過剰な添加はパウダリングの原因となる。一方、Ｔｉを０．０００１％未満にするには精錬コストが高くなるため下限を０．０００１％とした。また、加工性改善のためには０．００１％以上添加することが好ましい。
【００３９】
Ｎ：０．００１〜０．０１０％、
Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する元素であり、加工性や溶接部靭性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．０１％以下に規制する必要がある。一方、Ｎ含有量を０．００１％未満に低減するには、製造コストが高くなる。よって、Ｎ含有量は０．００１〜０．０１０％とする。
【００４０】
本発明の鋼板で必要に応じて添加する成分について以下に説明する。
【００４１】
Ｂ：０．００５％以下、
Ｂは、Ｎとの親和力が強く、凝固時または熱間圧延時に窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＮを低減して加工性を高める効果がある。その効果を得るためには０．０００１％以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら含有量が０．００５％を超えると溶接時に溶接部及びその熱影響部が硬質化し靭性が劣化する。また、熱延板での強度も高くなり、冷間圧延時の負荷が高くなる。更に、再結晶温度が高くなることにより、加工性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなりプレス成形性が劣化する。よってＢ含有量は０．００５％以下とする。
【００４２】
Ｎｂ：０．１％以下、
Ｎｂは、Ｃ及びＮとの親和力が強く、凝固時または熱間圧延時に炭窒化物を形成し、鋼中に固溶しているＣ及びＮを低減して加工性を高める効果がある。その効果を得るためには０．００１%以上の含有量とすることが好ましい。しかしながら含有量が０．１％を超えると再結晶温度が高くなることにより、加工性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなりプレス成形性が劣化する。また、溶接部の靭性も劣化する。よって、Ｎｂ含有量は０．１％以下とする。
【００４３】
Ｍｏ：０．００１〜０．１％
Ｍｏは、微量添加することにより時効が抑制され、遅時効性を得ることができる元素である。この効果を得るためには、Ｍｏの含有量は、０．００１％以上であることが好ましい。しかし、Ｍｏの含有量が０．１％を超えて添加してもその効果は飽和するばかりか、鋼板が硬化して加工性が低下する。よって、Ｍｏ含有量は０．００１〜０．１％であることが好ましい。
上記に述べた含有成分の残部はＦｅおよび不可避的不純物である。
【００４４】
次に本発明の製造方法について説明する。
【００４５】
スラブを１１００〜１３００℃で加熱する理由は、１１００℃未満では、熱延での負荷が高くなり、また所望する熱延仕上げ温度を確保できない。一方で、１３００℃を超える加熱はエネルギーを過剰に使用しコスト増を招く。
【００４６】
熱間圧延で仕上温度が８００℃未満となると、混粒組織となり、材質バラツキ原因となる。一方で１０５０℃以上の仕上がり温度にするためには、加熱温度を高温にする必要があり、コスト増につながる。また、強度低下原因ともなる。よって、熱延仕上げ温度は８００℃以上１０５０℃以下に限定した。
【００４７】
巻取り温度は５００℃未満だと形状不良の原因となる。一方で、８００℃を超えて巻き取るとスケール疵が生成し易くなる。また冷延焼鈍後の強度低下につながる。したがって、本発明では、巻取り温度を５００℃以上８００℃以下と限定した。
【００４８】
本発明では、酸洗コイルを、鋼板中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下の冷延率で冷間圧延して冷延コイルとするが、この理由は前述の通り、耐パウダリング性と耐フレーキング性を両立させるためであり、これによりめっき直前の鋼板(地鉄)表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下となり耐パウダリング性と耐フレーキング性の両立が可能となる。更には１．４−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（２．８−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下が好ましい。なお、地鉄表面の結晶方位は、地鉄最表層の結晶粒毎の情報を得るために、めっき鋼板のめっきを発煙硝酸を使い剥離した後に、表面をＥＢＳＰ法（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋｓｃａｔｔｅｒ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ：電子後方散乱回折像法）によって結晶方位解析することによって測定することができる。また、冷延コイルを再結晶温度以上の温度で焼鈍することによって圧延によって生じた歪が除去され、軟質化して加工性を向上させることができる。焼鈍後に鋼板表面に溶融めっきを施し、合金化処理を行なって合金化溶融亜鉛めっき鋼板とする。この焼鈍と溶融めっき工程は、連続焼鈍炉を用いて行なうことが好ましい。
【実施例】
【００４９】
以下実施例に基づいて本発明を詳細に説明する。
【００５０】
連続鋳造により表１に示す鋼組成の供試材鋳片（スラブ）を製造した。このスラブを加熱炉で１２３０℃に加熱保持した後、抽出して脱スケール（デスケ）を行ない、熱延仕上げ温度が８８０〜９２０℃、巻き取り温度が６３０〜６７０℃での条件で熱間圧延に供した。熱間圧延後の熱延鋼板の表面を酸洗によってスケールを除去した後、表２に示す冷延率で冷間圧延して冷延コイルとした後、連続焼鈍炉で７８０〜８５０℃の焼鈍を行ない、溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融めっきをし、合金化処理を行なって合金化溶融めっき鋼板を得た。その後、製作した合金化溶融めっき鋼板を用いプレス実験を行い、パウダリング性とフレーキング性を評価した。プレスはクランクプレスを用い、幅４０ｍｍ×長さ２５０ｍｍを供試材とし、ｒ＝５ｍｍの半丸ビードの金型にてパンチ肩半径５ｍｍ、ダイ肩半径５ｍｍで成形高さ６５ｍｍに加工した。なお、パウダリング性とフレーキング性はいずれも目視で判断し、めっき層が粉状になって剥離したものをパウダリングが生じた水準とし、めっき層が剥離して金型に凝着していたものをフレーキングが生じた水準とした。
【００５１】
表２に冷間圧延の冷延率に関する結果を、そして、表３に地鉄表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比に関する結果を示す。そして、表２に示す冷間圧延の冷延率と表１に記載の鋼板中のＰ濃度とＴｉ濃度との関係を図８に示し、また、表３に示す地鉄表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比と表１に記載の鋼板中のＰ濃度とＴｉ濃度との関係を図９に示した。なお、図８及び図９において、表示した番号は比較例の鋼Ｎｏ．２４〜３３を示し、その他の番号の表示がないものは発明例である。
【００５２】
表２及び図８に示すように、冷間圧延の冷延率が、鋼板（地鉄）中のＰ濃度を［Ｐ］とし、Ｔｉ濃度を［Ｔｉ］としたときに（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下であった発明例の鋼Ｎｏ．１〜２３は、表３及び図９に示すように、地鉄表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下となりパウダリングもフレーキングも生じず良好であった。一方、冷間圧延の冷延率が（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下の範囲外であった比較例の鋼No.２４〜３１は地鉄表面の結晶方位｛１１１｝と｛１００｝の比である｛１１１｝／｛１００｝が（１−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以上（３．２−０．０１６×［Ｐ］／［Ｔｉ］）以下の範囲外となりパウダリングまたはフレーキングが生じた。また、比較例３２と比較例３３は、冷間圧延の冷延率が（６０−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以上（１００−０．４５×［Ｐ］／［Ｔｉ］）％以下の範囲内であったが、比較例３２はＴｉ含有量が過剰であったためにパウダリングが生じ、発明例３３はＰの含有量が過剰であったためにフレーキングが生じた。
【００５３】
【表１】
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【００５４】
【表２】
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【００５５】
【表３】
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【図８】
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【図９】
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【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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【図６】
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【図７】
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