(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
重量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．００２６％
Ｓｉ：１．０％以下
Ｍｎ：０．０３〜２．５％
Ｐ  ：０．０１５〜０．１５％
Ｓ  ：０．００１０〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１５％
好ましくは０．０４％以上のＡｌを含有し、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分のスラブをＡｒ3 以上の温度で熱間圧延を仕上げ、常温〜７５０℃で巻取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メッキ設備で溶融亜鉛メッキを行い、必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率をＣを炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−４００×Ｃ）％以上かつ２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とし、かつ１．２％以上とすることを特徴とする母材およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り用極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項２】
重量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．００２６％
Ｓｉ：１．０％以下
Ｍｎ：０．０３〜２．５％
Ｐ  ：０．０１５〜０．１５％
Ｓ  ：０．００１０〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１５％
好ましくは０．０４％以上のＡｌを含有し、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分のスラブを板厚３０〜７０ｍｍに熱間圧延して、一旦巻取ったのち巻戻して先行コイルと接合して連続熱延するにあたり、Ａｒ3 以上の温度で熱間圧延を仕上げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下まで冷却し常温〜７５０℃で巻取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メッキ設備で溶融亜鉛メッキを行い、必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率をＣを炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−４００×Ｃ）％以上かつ２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とし、かつ１．２％以上とすることを特徴とする母材およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り用極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【産業上の利用分野】
本発明は、母材およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り用極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法に関する。
本発明が係わる溶融亜鉛メッキ鋼板とは、自動車、家庭電気製品、建物などの用途にプレス成形をして使用されるものであり、防錆のために溶融亜鉛メッキあるいは合金化溶融亜鉛メッキなどの表面処理を施した鋼板である。
【０００２】
【従来の技術】
溶鋼の真空脱ガス処理の最近の進歩により、極低炭素鋼の溶製が容易になった現在、良好な加工性を有する極低炭素鋼板の需要は益々増加しつつある。
このような極低炭素鋼板は、一般的にＴｉおよびＮｂのうち少なくとも１種を含有することはよく知られている。すなわち、ＴｉおよびＮｂは、鋼中の侵入型固溶元素（Ｃ，Ｎ）と強い引力の相互作用を持ち、炭窒化物を容易に形成する。したがって、侵入型固溶元素の存在しない鋼（ＩＦ綱：Ｉｎｔｅｒｓｔｉｔｉａｌ  Ｆｒｅｅ  Ｓｔｅｅｌ）が容易に得られる。ＩＦ鋼は、歪時効性や加工性を劣化させる原因となる侵入型固溶元素を含まないので、Ｃの析出のための過時効帯のないライン内焼鈍式連続溶融亜鉛メッキ設備を用いて製造されても、非時効で極めて良好な加工性を有する特徴がある。さらに、ＴｉやＮｂの添加は粗大化しやすい極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径を細粒化し、冷延焼鈍板の深絞り性を改善する重要な役割も持つ。
【０００３】
しかし、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼は次のような問題を有する。第一に、製造コストが高くつく点である。すなわち、極低炭素化のための真空処理コストに加え高価なＴｉやＮｂの添加を必要とするからである。第二に製品板に固溶ＣやＮが残存しないので、二次加工脆化が発生したり塗装焼き付け硬化特性（ＢＨ性）が消失したりする。第三に、母材およびスポット溶接部の疲労特性に劣る点である。これは、極低炭素鋼であるがゆえに素材の強度が低く、さらにスポット溶接した熱影響部の組織が容易に粗大化し脆弱部が形成されるためである。第四に、ＴｉやＮｂは強い酸化物形成元素であり、これらの酸化物が表面品質を劣化させたりする。
【０００４】
ＩＦ鋼のこのような問題を解決する目的で、数多くの研究開発が行われてきた。これらの課題を解決する一つの考え方は、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼をベースとすることである。なぜならば、ＴｉやＮｂを添加しない鋼をベースとすると、上に述べた第一、第二、さらに第四の課題が自ずと解決されるからである。例えば特開昭６３−８３２３０号公報、特開昭６３−７２８３０号公報、特開昭５９−８０７２４号公報、特開昭６０−１０３１２９号公報、特開平１−１８４２５１号公報、特開昭５８−１４１３５５号公報、特開平６−９３３７６号公報などはその例であり、これらはすべて、ＴｉやＮｂを含まない極低炭素鋼板のプレス成形性と関わるｒ値や伸びなどの特性、およびＢＨ特性、耐二次脆化特性に注目したものである。
【０００５】
しかし、第三の課題である疲労特性に関しては、その検討例は少ない。特開昭６３−３１７６２５号公報は、極低炭素鋼へのＴｉ、Ｎｂ、Ｂの複合添加と調質圧延率を最適化することにより、スポット溶接部の疲労特性に優れた表面処理を施さない極低炭素冷延鋼板の製造方法を開示している。しかし、本願発明が対象とするＴｉやＮｂを含まない極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板における疲労特性の改善方案については、全く記述されていない。特開平６−８１０４３号公報、特開平６−８１０４４号公報、特開平６−８１０８０号公報においては、疲労特性および深絞り性に優れたＴｉ、Ｎｂのうち少なくとも１種を含有する極低炭素冷延鋼板と溶融亜鉛メッキ鋼板およびこれらの製造方法が開示されている。しかし、これらの公開公報は、降伏強度を上昇し母材疲労特性を改善する方法については開示しているが、スポット溶接部の継ぎ手疲労特性については全く検討されていない。また、ＴｉやＮｂを添加した極低炭素鋼のみを対象としており、本発明が狙いとするＴｉやＮｂを実質的に添加しない極低炭素鋼については、全く検討されていない。
【０００６】
さらに、特開平５−１９５０６０号公報は、０．０２％未満の低ＡｌのＴｉやＮｂを含まない極低炭素鋼をベースにした、非時効の深絞り性用冷延鋼板および合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を開示している。しかし、疲労特性については全く記述はなく、後述するように低Ａｌでは金属組織の制御やＦｅ−Ｚｎの合金化の制御が困難となる問題がある。
一般的に、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板は、低降伏強度のため母材疲労特性が劣り、さらにスポット溶接時に加えられた熱による異常粒成長が生じ易く、スポット溶接部の継ぎ手疲労特性が不十分となる問題が懸念される。しかし、これらを防止する技術については、既に述べたように従来においては全く知見がない。
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
ＴｉやＮｂなどの高価な添加元素を使用しない極低炭素鋼をベースに、優れた深絞り性を維持しつつ、良好な母材疲労とスポット溶接部の疲労特性を兼ね備えた溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法を確立することが、本発明が解決しようとする課題である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
ＴｉやＮｂなどの高価な炭窒化物形成元素を使用しない単純な極低炭素鋼板においては、軟質化しすぎるためスポット溶接時に電極からの加圧により鋼板が容易に変形し電極と鋼板あるいは鋼板間の接触抵抗が低下しすぎ、適正溶接電流範囲が狭くかつ高電流側にシフトすることが判明した。これは溶接機を大型にする欠点がある。また、母材の降伏強度と相関の強い母材疲労特性が劣化する問題がある。これらの問題を解決する手段として、ＰとＢを添加する方法を見い出した。なぜならば、ＰとＢの添加により安価かつ効率的に鋼板を高強度化しかつ電気抵抗率を増大することが可能となるからである。その結果、溶接電流を低電流側に維持することが可能となる。また、母材疲労も改善できる。
【０００９】
一方、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板では、スポット溶接時にＨＡＺ部に異常粒成長が生じ易く、溶接部継ぎ手強度や疲労特性が低下する問題が発生する。この問題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、ＰとＢを一定以上複合添加することに著効のある新知見を見い出した。また、その効果を十分に発揮するためには、（１）調質圧延率をＣ量との関係で制御すること、（２）Ｂ／Ｎ＞１に調整し、固溶Ｂを存在させることが望ましく、（３）極微量のＴｉと／あるいはＮｂを存在させることも可能である。（４）また、ＢＨ性を有する鋼板では、ＢＨ処理するとスポット溶接部の継ぎ手強度や疲労特性が向上するので、ＢＨ性を付与することが望ましいことが判明した。
【００１０】
本発明は、このような思想と新知見に基づいて構築されたものであり、その要旨とするところは以下のとおりである。
（１）重量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．００２６％
Ｓｉ：１．０％以下
Ｍｎ：０．０３〜２．５％
Ｐ  ：０．０１５〜０．１５％
Ｓ  ：０．００１０〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１５％
好ましくは０．０４％以上のＡｌを含有し、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分のスラブをＡｒ3 以上の温度で熱間圧延を仕上げ、常温〜７５０℃で巻取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メッキ設備で溶融亜鉛メッキを行い、必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率をＣを炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−４００×Ｃ）％以上かつ２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とし、かつ１．２％以上とすることを特徴とする母材およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り用極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【００１１】
（２）重量％で、
Ｃ  ：０．０００５〜０．００２６％
Ｓｉ：１．０％以下
Ｍｎ：０．０３〜２．５％
Ｐ  ：０．０１５〜０．１５％
Ｓ  ：０．００１０〜０．０２０％
Ａｌ：０．００５〜０．１５％
好ましくは０．０４％以上のＡｌを含有し、
Ｎ  ：０．０００５〜０．００８０％
Ｂ  ：０．０００３〜０．００３０％
および残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学成分のスラブを板厚３０〜７０ｍｍに熱間圧延して、一旦巻取ったのち巻戻して先行コイルと接合して連続熱延するにあたり、Ａｒ3 以上の温度で熱間圧延を仕上げ、その直後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下まで冷却し常温〜７５０℃で巻取り、７０％以上の圧延率で冷間圧延を行い、焼鈍温度が６００〜９００℃のインライン焼鈍型連続溶融亜鉛メッキ設備で溶融亜鉛メッキを行い、必要に応じて合金化処理を施し、調質圧延圧下率をＣを炭素量（重量％）とした場合に１．５×（１−４００×Ｃ）％以上かつ２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とし、かつ１．２％以上とすることを特徴とする母材およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り用極低炭素溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法にある。
【００１２】
【作用】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。図１、図２および図３は、本発明においてとくに重要なＰとＢの添加が、スポット溶接性ならびに疲労特性に及ぼす影響について調べた結果を示す。本実験においては、Ｃ：約０．００１３％、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．００３〜０．１８％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０７５％、Ｎ：０．００１８％、Ｂ：＜０．０００１〜０．００４０％を添加した単純な極低炭素鋼板を用いた。熱延加熱温度は１１５０℃、仕上げ温度は９３０℃であり、１．２ｓ以内に５０℃／ｓで急冷し、５００℃で巻取った。板厚５．０ｍｍの熱延板を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝８４％）し、ゼンジマー方式の合金化溶融亜鉛メッキプロセスをシミュレートした。最高到達温度は、７５０℃であり、亜鉛メッキのための浴中Ａｌ濃度は０．１２％であり、合金化処理時間は５２０℃−１５ｓである。また、調質圧延の圧下率は、１．２％である。
【００１３】
母材疲労は、冷延・連続溶融亜鉛メッキ処理・調質圧延した材料を、２５Ｈｚの片振り平面曲げ疲労に供して評価した。スポット溶接性は、ＲＷＭＡ（Ｒｅｓｉｓｔａｎｃｅ  ｗｅｌｄｅｒ  Ｍａｎｕｆａｃｕｔｕｒｅｓ′Ａｓｓｏｃｉａｔｉｏｎ）推奨値を参考にして、４．５ｍｍφのＣＦ型の電極を使用し、２００ｋｇｆの加圧力で行い、通電時間は１２Ｈｚである。適正溶接電流範囲は、ナゲット径が４×ｔ１／２  （ｔ：板厚（ｍｍ））以上となる電流（適正溶接電流下限値）からチリが発生する電流（適正溶接電流上限値）までの範囲である。継ぎ手疲労強度の評価は、上記溶接条件のうちチリ発生溶接電流値の９５％の溶接電流でスポット溶接した材料のせん断および十字引張疲労強度について調べたものである。
【００１４】
図１から明らかなように、上記成分においてＰを０．０１５％以上、Ｂを０．０００３％以上添加した材料の繰り返し数が２×１０６  回の母材疲労限は、比較として用いた従来のＴｉ、Ｎｂ添加極低炭素合金化溶融亜鉛メッキ鋼板（重量％で、Ｃ：０．００２３％，Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％，Ｐ：０．００７％，Ｓ：０．０１％，Ａｌ：０．０３％，Ｔｉ：０．０１５％，Ｎｂ：０．０１１％，Ｂ：０．０００１％，Ｎ：０．００２０％）の１６５ＭＰａより優れており、バッチ式に箱型焼鈍した低炭素Ａｌ−キルド冷延鋼板（重量％で、Ｃ：０．０３５％，Ｓｉ：０．０１％，Ｍｎ：０．１５％，Ｐ：０．０１％，Ｓ：０．０１％，Ａｌ：０．０４５％，Ｎ：０．００４０％）をベースに合金化溶融亜鉛メッキし、非時効化のためにポスト焼鈍した材料の２００ＭＰａと同等レベルまで達することも可能である。
【００１５】
また、図２の結果から明らかなように、Ｂを０．０００８％添加した極低炭素鋼をベースに、Ｐの添加量を増加すると適正溶接電流範囲は広くなり、低電流側へシフトする。Ｐの添加量が０．０１５％以上であれば、適正溶接電流範囲が従来材と同等レベルとなる新知見を得た。また、図３、図４（Ａ），（Ｂ）および図５（Ａ），（Ｂ）から明らかなように、ＰとＢを適正な組み合わせ以上に添加するとＨＡＺ部の硬度が従来材以上のレベルに達するので、スポット溶接部の継ぎ手強度のみならず、本発明が重要視するスポット溶接部の疲労特性も確保されＢＨ処理するとさらに改善されるという、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板の工業化にとって極めて重要な新知見を得た。
【００１６】
ここで、図４（Ａ），（Ｂ）図５（Ａ），（Ｂ）において、２Ｐ−３Ｂ、２Ｐ−１８Ｂ、８Ｐ−３Ｂ、８Ｐ−１８Ｂは、本発明鋼であり、上記成分のうち、２Ｐ、８ＰはＰ量がそれぞれ０．０２％Ｐ、０．０８％Ｐであり、３Ｂ、１８ＢはＢ量が０．０００３％、０．００１８％である。また、比較鋼のＮｂ−Ｔｉ−ＩＦは、上に述べた成分のものであり、現在多用されている極低炭素合金化溶融亜鉛メッキ鋼板である。このように、ＰとＢの複合添加が母材疲労やスポット溶接性（適正溶接電流範囲や継ぎ手強度および溶接部の疲労特性を含む）を改善する金属学的理由は次のように考えられる。
【００１７】
ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼においては、Ｃは固溶状態にあり、強度上昇に寄与する。Ｐは、置換型固溶元素のなかでは原子半径がＦｅより著しく小さい元素であり、Ｂも侵入型固溶元素であるので、これらは効果的に降伏強度を上昇させる。さらに、同時に電気抵抗を上昇させる。その結果、優れた母材疲労特性を有する。また、適正溶接電流範囲が低電流側にシフトする。Ｐは、粒界偏析元素としてよく知られており、粒界との相互作用が大きいため、粒界移動を抑制し、組織を微細化する効果がある。
【００１８】
さらに、ＢはＣとの引力の相互作用を有するためスポット溶接後の冷却過程におけるγ→α変態を抑制し、ＨＡＺ部の組織微細化と硬度上昇に寄与する。ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板においては、このようなＰとＢのＨＡＺ部組織微細化効果は、両者が共存すると相乗的に出現する。理由は必ずしも明かでないが、スポット溶接後の冷却過程におけるγ→α変態界面にＰとＢが偏析し、Ｐは既にのべたように界面の移動速度の低下を、またＢはＣとの相互作用によりＣの拡散を抑制し、γ→α変態を低温側まで抑制させたものと考えられる。その結果、ＨＡＺ部の焼き入れ性が向上し硬度が著しく上昇し、スポット溶接性や継ぎ手強度および疲労特性が向上したものと推察した。
加えて、Ｃ量と調質圧延の圧下率を適正範囲に制御することが、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板の課題である非時効化とスポット溶接時の適正溶接電流下限値を低く抑える点において極めて有効であるという新知見を得た。
【００１９】
まず、本発明の基礎となった実験結果について説明する。図６は、時効性とスポット溶接適正電流下限値におよぼすＣ量と調質圧延条件との関係を示す。本実験においては、Ｃ量を０．０００３〜０．００３０％の範囲で変化させ、Ｓｉ：０．０１％、Ｍｎ：０．１５％、Ｐ：０．０３％、Ｓ：０．００８％、Ａｌ：０．０７５％、Ｎ：０．００１８％、Ｂ：０．００１０％を含有する単純な極低炭素鋼板を用いた。実験室的に溶製した上記試料を熱間圧延した。熱延加熱温度は１１５０℃、仕上げ温度は９２０℃であり、５００℃で巻取った。板厚６．０ｍｍの熱延板を酸洗後０．８ｍｍまで冷間圧延（圧下率＝８７％）し、ゼンジマー方式の連続溶融亜鉛メッキプロセスをシミュレートした。最高加熱温度は７５０℃であり、亜鉛浴中Ａｌ濃度は０．１２％であり、合金化条件は、５２０℃−１２ｓである。さらに、調質圧延の圧下率を種々変化させた。
【００２０】
図６には、時効性の指標として１００℃×１ｈの促進時効後の引張試験における降伏点伸び（ＹＰ−Ｅｌ）を用いた。また、スポット溶接性の指標として、スポット溶接適正電流下限値を用いた。溶接条件は、既に述べた条件と同一である。図から明らかなように、非時効性を確保するためには圧下率を０．３％以上とし、Ｃ量は０．００２６％以下でかつＣ量との関係で２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上の領域で囲まれた範囲に制御する必要がある。またスポット溶接適正電流下限値は、圧下率とＣ量とを１．５×（１−４００×Ｃ）％以上に制御することにより、低く抑えることができる。全Ｃ量が増加すると固溶Ｃ量も増加するため、非時効化に必要な圧下率は増加するものと考えられる。また、スポット溶接適正電流下限値は、材料の降伏強度（ＹＰ）と関係し、ＹＰの上昇とともに低電流側にシフトするので、このためにはＣ量の増加と調質圧延の圧下率を増加させることが好ましいと考えられる。
【００２１】
ここに本発明において鋼組成および製造条件を上述のように限定する理由についてさらに説明する。
（１）Ｃ：Ｃは、製品の材質特性を決定する極めて重要な元素である。Ｃ量が上限の０．００２６％超となると、調質圧延の圧下率を制御してももはや常温非時効でなくなり、延性の時効劣化も著しいので、上限を０．００２６％とする。一方、Ｃ量が０．０００５％未満となると、母材の疲労特性やスポット溶接部の疲労特性が劣化する。さらに二次加工脆化が発生する。また、製鋼技術上極めて到達困難な領域であり、コストも著しく上昇する。したがって、下限は０．０００５％とする。
【００２２】
（２）Ｓｉ：Ｓｉは安価に強度を上昇する元素であるが、１．０％超となると化成処理性の低下や、メッキ性の低下などの問題が生じるので、その上限を１．０％とする。
（３）Ｍｎ：ＭｎはＳｉと同様に強度を上昇させるに有効な元素である。また、Ｔｉなどを添加しない本願発明鋼では、ＭｎがＳを固定するので、Ｍｎは熱間圧延時の割れを防止する役割をもつ。低Ｍｎ化は従来からｒ値の向上に好ましいと言われているが、Ｍｎ量が０．０３％未満では、熱間圧延時に割れが生じる。したがって、Ｍｎ量の下限を０．０３％とする。一方、Ｍｎは、本願発明のようにＰを添加した極低炭素鋼の熱間圧延板結晶粒の細粒化に効果的である知見を得た。これは、両元素が熱力学的にはＡｒ３  温度に対して相殺する方向に働き、かつ両元素ともγからαへの変態を速度論的に遅らせるためと思われる。また、スポット溶接ＨＡＺ部の組織微細化にも効果がある。しかし、２．５％超添加するとｒ値、すなわち深絞り性が劣化する。以上の理由から、Ｍｎ量の上限は２．５％とする。
【００２３】
（４）Ｐ：ＰもＳｉ、Ｍｎと同様に強度を上昇する元素として知られており、その添加量は狙いとする強度レベルに応じて変化する。さらに、ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼の熱間圧延板の結晶粒径は一般的に粗粒化するが、０．０１５％以上のＰの添加により顕著に細粒化し、冷延・焼鈍後の製品板の深絞り性を改善する効果を持つ。さらに、既に述べたようにスポット溶接性の確保にＰの添加は有効であり、必要な添加量は、図２に示したように０．０１５％以上とする。一方、添加量が０．１５％超となると、冷間圧延性の劣化、二次加工脆化などが発生するので、Ｐ量の上限は０．１５％とする。
（５）Ｓ：Ｓ量は低いほうが好ましいが、０．００１％未満になると製造コストが著しく上昇するので、これを下限値とする。一方、０．０２０％超になるとＭｎＳが数多く析出しすぎ加工性が劣化するので、これを上限値とする。
【００２４】
（６）Ａｌ：Ａｌは脱酸調整に使用するが、０．００５％未満では安定して脱酸することが困難となる。また、Ｐの添加を前提とする本願発明においては、Ｐが合金化反応を抑制する。しかし、ＡｌがＰと引力の相互作用をもつので、Ａｌが十分添加された鋼においては、遅延された合金化反応は正常な域に入る。したがって、好ましくは、Ａｌ添加量は、０．０４％以上が好ましい。一方、０．１５％超になるとコスト上昇を招く。したがって、これらの値を下限値および上限値とする。
（７）Ｎ：Ｎは低い方が好ましい。しかし、０．０００５％未満にするには著しいコスト上昇を招くので、これを下限値にする。一方、０．００８０％以上になると加工性が著しく劣化するので、０．００８０％をＮ量の上限値とする。
【００２５】
（８）Ｂ：Ｂはスポット溶接部の継ぎ手強度および疲労特性を確保するために必須の元素である。その効果を発揮するためには、０．０００３％以上の添加が必要である。０．０００３％未満ではＨＡＺ部の組織微細化には不十分である。また、０．００３０％超になると添加コストの上昇やスラブ割れの原因となるので、これを上限とする。さらに、Ｂの添加量はＢ／Ｎ＞１が好ましい。これは、ＨＡＺ部の組織微細化には、ＢＮを形成しない固溶状態のＢが効果的であるからである。
【００２６】
次に、製造条件の限定理由を述べる。
（９）熱間圧延条件：熱間圧延は粗熱間圧延と仕上げ熱間圧延の間でバー接合する連続熱間圧延でも通常のバッチ式の熱間圧延でもよい。製品板の加工性を確保するために、Ａｒ３  以上の温度で仕上げる。Ａｒ３  未満の温度で仕上げると熱延板の結晶粒径が著しく粗大化し、製品板の深絞り性が劣化する。また、リジングと言われる表面凹凸が発生する。ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼においては、仕上げ後１．５ｓ以内に５０℃／ｓ以上の冷却速度で７５０℃以下の温度まで急冷すると熱間圧延板の結晶粒径が細粒化し、最終製品板の深絞り性が向上するので好ましい。特に、０．５ｓ以内の急冷が好ましい。巻き取り温度は、７５０℃超となると、酸洗性が劣化したりコイルの長手方向で材質が不均一となり、さらに巻取り中に異常粒成長を生じるので、７５０℃を上限とする。また、巻取り温度を常温まで低下させても製品板の加工性は劣化しないので、これを下限値とする。
【００２７】
（１０）冷間圧延条件：製品板のｒ値を確保する目的から、圧下率は７０％以上とする。本発明が対象とする極低炭素鋼板の場合には、圧下率を８４％以上にするとｒ４５が著しく向上し、ｒ値の面内異方性が低減する。さらに、組織が微細化しスポット溶接性が向上するので、この条件は特に好ましい。
（１１）連続溶融亜鉛メッキ条件：ゼンジマー方式の連続溶融亜鉛メッキ設備で、軟化焼鈍、溶融亜鉛メッキ、および必要に応じて合金化処理を行う。焼鈍温度は、６００〜９００℃とする。焼鈍温度が６００℃未満では、再結晶は不十分であり、製品板の加工性が問題となる。焼鈍温度の上昇とともに加工性は向上するが、９００℃超では高温すぎて板破断や板の平坦度が悪化する。また、加工性や疲労特性も劣化する。
【００２８】
（１２）調質圧延条件：ＴｉやＮｂを添加しない極低炭素鋼板の非時効性とスポット溶接性を同時に確保するためには、調質圧延の圧下率とＣ量を適正範囲に制御することがポイントである。非時効性は、圧下率を０．３％以上と２０８０×（Ｃ−０．００１５）％以上とＣ量が０．００２６％以下の領域で囲まれた範囲に制御することにより確保できる。また、スポット溶接適正電流下限値は、圧下率を１．５×（１−４００×Ｃ）％以上に制御し、ＹＰを上昇させることにより、低く抑えることができる。
かくして、本発明は新思想と新知見に基づいて構築されたものであり、本発明によればＴｉやＮｂなどの高価な元素を添加せずとも、母材疲労およびスポット溶接部の疲労特性に優れた常温非時効でＢＨ性を兼備した深絞り用溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。
【００２９】
【実施例】
実施例１
表１に示す組成からなる連鋳スラブを、１１５０℃に加熱し、９２０℃で熱間圧延を仕上げ、５．５ｍｍの熱延板としたのち１．０ｓ以内に５０℃／ｓで冷却し、６００℃で巻取った。ついで、８５％の圧下率の冷間圧延を施し０．８ｍｍ厚としたのち、加熱速度１０℃／ｓで最高到達温度である７６０℃まで加熱し、約１０℃／ｓで冷却し４６０℃で慣用の溶融亜鉛メッキ（浴中Ａｌ濃度：０．１２％）を行い、さらに加熱して５２０℃−２０ｓの合金化処理後、約１０℃／ｓで室温まで冷却した。さらに、圧下率が１．２％の調質圧延を行った。このようにして得られた各鋼板の機械的諸特性、母材疲労強度、最小溶接電流およびスポット溶接部のせん断と十字疲労強度について調べた結果を表２に示す。スポット溶接条件は既に述べた条件で行い、スポット溶接部の強度は溶接電流がチリが発生するまでの電流値の９５％の値で評価した。表１及び２から明かなように、本発明鋼は、母材疲労およびスポット溶接部の疲労強度に優れた非時効深絞り性用合金化溶融亜鉛メッキ鋼板となる。さらに、Ｃ量を制御することによりＢＨ性も付与できる。ＢＨ性を有する鋼板をＢＨ処理すると、母材疲労強度ならびにスポット溶接部継ぎ手疲労強度がさらに向上する。これに反し、本発明の範囲を逸脱した鋼においては、母材疲労強度やスポット溶接部の疲労強度（鋼Ｇ、Ｈ）やｒ４５（鋼Ｆ、Ｇ）、さらに１００℃−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ（鋼Ｆ）に問題がある。
【００３０】
【表１】
0003589416.tif 000002
【００３１】
【表２】
0003589416.tif 000003
【００３２】
実施例２
表１の鋼Ａを用いて、実施例１と全く同じプロセスで連続溶融亜鉛メッキ処理を行い、続いて調質圧延の圧下率を０．５〜３．０％まで種々変化させた後、各鋼板の１００℃×１ｈの人工時効後の降伏点伸び、スポット溶接適正溶接電流下限値および母材疲労強度について調べた。その結果を表３に示す。スポット溶接条件は既に述べた条件で行い、溶接強度は溶接電流がチリが発生するまでの電流値の９５％の値で評価した。表３から明らかなように、調質圧延の圧下率を本発明の適正範囲に制御することにより、非時効性とスポット溶接性および疲労特性の両立が可能である。
【００３３】
【表３】
0003589416.tif 000004
【００３４】
【発明の効果】
以上詳述したように、本発明によればＴｉやＮｂなどの高価な元素を添加せずとも、母材疲労およびスポット溶接部の疲労特性に優れた深絞り性用溶融亜鉛メッキ鋼板が得られる。さらに、非時効性やＢＨ性も付与できる。ＢＨ処理後には、これらの疲労特性は、さらに向上する。このように、本発明は、従来技術と比較し安価でかつユーザーでの利用特性に優れた鋼板およびその製造を提供する。高価なＴｉやＮｂを使用しないので、地球資源の節減に寄与する。また、本発明により高強度鋼板の提供も可能であるので、減量化による地球環境保全にも寄与するものと考えられ、本発明の効果は著しい。
【図面の簡単な説明】
【図１】母材疲労限（２×１０６  回）とＰ，Ｂ量との関係を示す図、
【図２】スポット溶接の適正電流範囲とＰ量との関係を示す図、
【図３】スポット溶接後のＨＡＺ部近傍の硬度分布におよぼすＰとＢの影響を示す図、
【図４】スポット溶接部継ぎ手せん断および十字引張強度とＰ，Ｂ量との関係を示す図
【図５】スポット溶接部の継ぎ手せん断疲労特性とＢＨ性およびＰ，Ｂ量との関係を示す図、
【図６】スポット溶接性（適正溶接電流下限値）と時効性（１００℃−１ｈ後のＹＰ−Ｅｌ）におよぼす全Ｃ量と調質圧延の圧下率との影響を示す図である。
【図１】
0003589416.tif 000005
【図２】
0003589416.tif 000006
【図３】
0003589416.tif 000007
【図４】
0003589416.tif 000008
【図５】
0003589416.tif 000009
【図６】
0003589416.tif 000010