(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．０２０〜０．１０％、Ｍｎ：０．３０〜０．７４％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００７％未満、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、
結晶粒径がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２０１３）に規定される粒度番号で９．５超のフェライト組織を含み、フェライト以外の組織が５面積％以下である金属組織を有するとともに、
引張強さが３４０ＭＰａ以上であり、降伏強さが２３０〜２８０ＭＰａであるとともに、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５（２０１３）に規定される塗装焼付硬化量が３０〜８０ＭＰａである機械特性を有すること
を特徴とする自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記化学組成は、Ｍｏ：０．０８０％以下を有する請求項１に記載された自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．０２０〜０．１０％、Ｍｎ：０．３０〜０．７４％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１０％、Ｂ：０．０００１〜０．０００７％未満、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有するスラブを、８８０〜９３０℃で熱間仕上げ圧延を行い、４５０〜８００℃で巻取った後、６０〜９５％の圧下率の冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっきラインで７２０〜８６０℃で焼鈍する、
結晶粒径がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２０１３）に規定される粒度番号で９．５超のフェライト組織を含み、フェライト以外の組織が５面積％以下である金属組織を有するとともに、
引張強さが３４０ＭＰａ以上であり、降伏強さが２３０〜２８０ＭＰａであるとともに、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５（２０１３）に規定される塗装焼付硬化量が３０〜８０ＭＰａである機械特性を有すること
を特徴とする自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
前記化学組成は、Ｍｏ：０．０８０％以下を有する請求項３に記載された自動車の外板
パネル用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、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関し、具体的には、自動車の外板パネル用の、耐デント性に優れる引張強さが３４０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板とその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
プレス成形して使用される自動車用の鋼板には、車体の軽量化による燃費向上と、衝突事故時の安全性向上とを図るため、例えば引張強さ３４０ＭＰａ以上の高強度と、高い防錆性とが求められる。このため、自動車のドアーアウターパネルやフードアウターパネルといった外板パネルには、引張強さ３４０ＭＰａ級の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板が用いられる。
【０００３】
自動車のドアやフードなどの外板パネルは、最終製品の外観に当たる部分であり美観が求められる。このため、外板パネルに用いられる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、指で押したりしたときの押圧により永久変形である凹み疵（デント）を起こし難い性質（耐デント性）を備えることも要求される。耐デント性は、プレス成形後に塗装焼付け処理を施した後の降伏強さが高いほど、また、鋼板の板厚が厚いほど、向上する。このため、プレス成形後に塗装焼付け処理を施した後の降伏強さが高い鋼板を使用すれば薄肉化が可能となる。
【０００４】
また、高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板に張出し成形によるプレス加工を行って外板パネルに成形する場合には、優れた耐パウダリング性（加工時のめっき剥がれに対する抵抗性）とともに高い形状凍結性（プレス型に良くなじみ、かつ、成形品をプレス型から外したときにスプリングバックの発生が少なく、金型通りの寸法や形状を確保できる性質）も要求される。このため、外板パネルの素材として用いる鋼板にはプレス成形前の降伏強さが低いことも要求される。
【０００５】
したがって、プレス成形前の降伏強さが低く、かつプレス成形後に塗装焼付けした後においては高い降伏強さを有する鋼板が外板パネル用の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板として適する。
【０００６】
さらに、外板パネルに用いられる鋼板は、その塗装後の外観の美麗さを極めて高いレベルで要求される。プレス成形性のような機械特性の不足分は、金型などの製造条件を調整することによりある程度は補償できるが、鋼板に存在する表面欠陥を補償する術はなく、プレス成形品の廃却、つまり歩留まりの低下に直結する。このため、使用される鋼板自体の表面性状が厳格に管理され、表面欠陥のない鋼板が求められる。しかし、高張力鋼板において目的の高強度を確保するために添加される様々な合金元素の多くは一般に易酸化元素である。このため、高張力鋼板はスケール疵（表面欠陥）を発生し易い傾向にあり、安定して高品質の表面性状を有する高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは容易ではない。
【０００７】
従来より、耐デント性を有する鋼板として焼付け硬化性鋼板（ＢＨ鋼板）が知られている。ＢＨ鋼板は、固溶Ｃ，Ｎ原子が転位上に偏析して転位を固着して降伏強さを上昇させる、いわゆる歪時効硬化現象を利用した鋼板である。ＢＨ鋼板を利用してプレス成形および焼付け塗装を施す過程では、プレス成形時に導入された転位が、塗装焼付け時に固溶Ｃ，Ｎによって固着されて固定化されるため、プレス成形時に比べて焼付け塗装後の降伏強さが上昇する。ＢＨ鋼板に関してはこれまでに多くの提案がなされている。
【０００８】
特許文献１には、Ｃ：０．００１０〜０．００２０％（本明細書においては特に断りがない限り化学組成に関する「％」は「質量％」を意味する）、Ｓｉ：０．０３％以下、Ｍｎ：０．１〜１．０％、Ｐ：０．００５〜０．０６％、Ｓ：０．００３〜０．０２％、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０３〜０．２％、Ｎ：０．００２０％以下、Ｎｂ：０．００５〜０．０１０％を含有し、３５０〜４５０℃の温度Ｔ（℃）における高温強度が、高温強度（ＭＰａ）≦１２０または２８５−０．３Ｔ≦高温強度（ＭＰａ）を満たし、下降伏応力で測定した塗装焼付硬化量が３０〜４５ＭＰａであることにより、プレス加工後の表面品質に優れた焼付硬化性高強度冷延鋼板が開示されている。
【０００９】
特許文献２には、Ｃ：０．０００５％以上０．０３０％未満、Ｓｉ：０．１％以下、Ｍｎ：０．０５〜２．０％、Ｐ：０．００５〜０．０６％、Ｓ：０．０２０％以下、ｓｏｌ．Ａｌ：０．０００５〜０．０８％およびＮ：０．００５％以下を含有し、フェライト面積率９０％以上、粒径０．２０μｍ以下のＭｎＳの個数割合１０％以下、清浄度ｄ０．０５％以下、および降伏比７５％以下の機械特性を有することにより、プレス成形前においては降伏強さが低くプレス成形性に優れ、プレス成形後においては熱処理により降伏強さが高められて良好な耐デント性を示す冷延鋼板が開示されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開２００５−１８７８３５号公報
【特許文献２】特開２０１１−２４６７６７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１，２により開示された発明のように、Ｐ，Ｍｎを多量に含有することにより、引張強度３４０ＭＰａ以上の高強度を容易に得られるものの、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の場合には、表面品質および耐パウダリング性が悪化する。このため、特許文献１，２により開示された発明では、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面品質および耐パウダリング性が問題にならない程度の低Ｐ含有量（Ｐ≦０．０３５％）および低Ｍｎ含有量（Ｍｎ≦０．７４％）で、引張強さ３４０ＭＰａ以上および降伏強さ２５０ＭＰａ以下を兼ね備える外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得られない。
【００１２】
また、ドアーアウターパネルやフードアウターパネル等の外板パネルには、優れた耐デント性が要求されるが、外板パネルの造形によっては絞り深さが浅い形状の外板パネルが存在する。このような外板パネルではプレス成形による加工硬化が少ないために耐デント性が不足することがあり、プレス成形に供される前の降伏強さが高いことが要求される。しかし、特許文献１，２により開示された発明では、日本鉄鋼連盟規格ＪＦＳ  Ａ  ３０１１：２０１４の３４０ＢＨの規格（ＪＡＣ３４０Ｈ、ＹＳ＝１９５ＭＰａ以上、２９５ＭＰａ以下、ただし、板厚０．４ｍｍ以上、０．８ｍｍ未満の場合）の中でプレス成形に供される前の降伏強さを高め（２３０〜２７０ＭＰａ）に制御して所望の耐デント性を得られない。
【００１３】
本発明は、従来の技術が有する課題に鑑みてなされたものであり、表面品質および耐パウダリング性が問題にならない程度の低Ｐ含有量（０．０３５％以下）および低Ｍｎ含有量（０．７４％以下）で、自動車の外板パネル用の、耐デント性に優れる引張強さが３４０ＭＰａ以上の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を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１４】
本発明者らは、ＴＳ３４０ＭＰａ級の溶融亜鉛めっき鋼板について、自動車外板パネルに用いるべく鋭意検討を重ね、以下に列記の知見（ｉ）〜（ｉｉｉ）を得て、本発明を完成した。
【００１５】
（ｉ）自動車の外板パネルに用いられる溶融亜鉛めっき鋼板には、表面品質および耐パウダリング性が求められる。表面品質および耐パウダリング性を向上させるには、Ｍｎ含有量，Ｐ含有量およびＳｉ含有量を減少させればよい。しかしながら、Ｍｎ含有量，Ｐ含有量の減少は引張強さの低下につながる。目標とする３４０ＭＰａ以上の引張強さを得るためには、Ｂを添加して鋼組織を細粒化すればよい。Ｂを添加して仕上圧延における仕上圧延温度を低下させて圧延することにより、再結晶オーステナイト粒が微細化し、仕上圧延後の冷却で粒成長を抑制することができる。
【００１６】
（ｉｉ）耐デント性は、降伏強さを高めに制御すること、具体的には降伏強さを２３０ＭＰａ以上に制御することにより向上させることができる。降伏強さは、Ｂ添加量により制御できる。すなわち、Ｂを熱間圧延時にＢＮとして析出させて鋼中の固溶Ｎを低減することにより、その後の冷間圧延および再結晶焼鈍時の微細窒化物の析出が抑制され、粒成長が起こり、降伏強さは低くなる。このため、Ｂの添加を抑制し、固溶Ｎを残存させることにより、降伏強さを２３０ＭＰａ以上に高めることができる。ただし、上述したように、Ｂには引張強さを高める効果もあり、引張強さと降伏強さのバランスをとりながらＢ含有量を適量に、具体的にはＢ含有量を７ｐｐｍ未満に制御する。
【００１７】
（ｉｉｉ）このように、引張強さ３４０ＭＰａ級の合金化溶融亜鉛めっき鋼板において、所望の表面品質、耐パウダリング性および耐デント性（降伏強さ２３０ＭＰａ以上）を確保するには、Ｍｎ含有量，Ｐ含有量およびＢ含有量を適正にバランスすることが重要となるが、Ｍｎ含有量，Ｐ含有量およびＢ含有量のバランスを適正化するだけでは、表面品質および耐パウダリング性を確実に確保することができない。さらにＴｉおよびＮｂを複合添加することにより、表面品質および耐パウダリング性を確実に確保できる。上述した特許文献１，２には、Ｔｉ，ＮｂおよびＢを複合添加した実施例は記載されていない。
【００１８】
本発明は、以下に列記の通りである。
（１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０％、Ｍｎ：０．３０〜０．７４％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｂ：０．０００１〜０．０００７％未満、残部Ｆｅおよび不純物からなる化学組成を有し、結晶粒径がＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２０１３）に規定される粒度番号で９．５超のフェライト組織を主体とする金属組織を有するとともに、引張強さが３４０ＭＰａ以上であり、降伏強さが２３０〜２８０ＭＰａであるとともに、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５（２０１３）に規定される塗装焼付硬化量が３０〜８０ＭＰａである機械特性を有することを特徴とする自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１９】
（２）前記化学組成は、Ｍｏ：０．０５０％以下を有する１項に記載された自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【００２０】
（３）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％、Ｓｉ：０．００５〜０．１０％、Ｍｎ：０．３０〜０．７４％、Ｐ：０．０１０〜０．０３５％、Ｓ：０．０１５％以下、Ａｌ：０．００１〜０．０５０％、Ｎ：０．００３５％以下、Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％、Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％、Ｂ：０．０００１〜０．０００７％未満を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなる化学組成を有するスラブを、８８０〜９３０℃で熱間仕上げ圧延を行い、４５０〜８００℃で巻取った後、６０〜９５％の圧下率の冷間圧延を行い、連続溶融亜鉛めっきラインで７２０〜８６０℃で焼鈍することを特徴とする自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２１】
（４）前記化学組成は、Ｍｏ：０．０５０％以下を有する３項に記載された自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２２】
本発明により、表面品質および耐パウダリング性が問題にならない程度の低Ｐ含有量（０．０３５％以下）および低Ｍｎ含有量（０．７４％以下）で、自動車の外板パネル用の、耐デント性に優れる引張強さが３４０ＭＰａ以上の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供できる。このため、本発明によれば、合金コストを抑制しつつ引張強さ３４０ＭＰａ以上を確保でき、耐デント性が特に必要な平坦なドア等に用いることによる板厚の低下（軽量化）に資することができる。
【発明を実施するための形態】
【００２３】
本発明に係る自動車の外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板の化学組成、金属組織、機械特性、用途および製造方法の限定理由を説明する。
【００２４】
１．化学組成
（１−１）Ｃ：０．００１０〜０．００３０％
Ｃは、固溶状態で鋼中に存在することにより焼付硬化能を発揮する作用を有する。Ｃ含有量が０．００１０％未満では、上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ｃ含有量は０．００１０％以上とする。一方、Ｃ含有量が０．００３０％超では、成形性の低下が著しくなる場合がある。したがって、Ｃ含有量は０．００３０％以下とする。好ましくは０．００２８％以下である。
【００２５】
（１−２）Ｓｉ：０．００５〜０．１０％
Ｓｉは、延性の低下を抑制しつつ強度を高めるのに有効な元素でもあり、めっき密着性を高める作用を有する。したがって、Ｓｉ含有量は０．００５％以上とする。好ましくは０．０１０％以上、さらに好ましくは０．０２０％以上である。しかし、Ｓｉ含有量が０．１０％を超えると合金化溶融亜鉛めっき鋼板の表面品質および耐パウダリング性が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．１０％以下とする。好ましくは０．０８％以下、さらに好ましくは０．０６％以下である。
【００２６】
（１−３）Ｍｎ：０．３０〜０．７４％
Ｍｎは、鋼の強度を容易に高めるのに有効な元素である。本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板においては、強度を高めるための他の元素（Ｐ，Ｂ）との関係でＭｎ含有量が０．３０％未満では、鋼の引張強さを３４０ＭＰａ以上に高めることができない。したがって、Ｍｎ含有量は０．３０％以上とする。一方、Ｍｎ含有量が０．７４％超では、所望の表面品質および耐パウダリング性を確保することができない。したがって、Ｍｎ含有量は０．７４％以下とする。
【００２７】
（１−４）Ｐ：０．０１０〜０．０３５％
Ｐも、鋼の強度を容易に高めるのに有効な元素である。鋼の強度を高めるための他の元素（Ｍｎ，Ｂ）との関係でＰ含有量が０．０１０％未満では、鋼の引張強さを３４０ＭＰａ以上とすることができない。したがって、Ｐ含有量は０．０１０％以上とする。一方、Ｐ含有量が０．０３５％超では、表面品質および耐パウダリング性を確保することができない。したがって、Ｐ含有量は０．０３５％以下とする。Ｐ含有量は好ましくは０．０３０％以下である。
【００２８】
（１−５）Ｓ：０．０１５％以下
Ｓは、不純物として含有され、粒界に偏析して鋼を脆化させる作用を有する。また、脆化を抑制するためにＭｎを含有させてＭｎＳとして固定したとしても、ＭｎＳの絶対量が過剰であると、ＭｎＳが起点となってプレス成形時に割れを誘発する。したがって、Ｓ含有量は０．０１５％以下とする。Ｓ含有量は好ましくは０．０１２％以下である。Ｓ含有量は、少ないほど好ましいので下限を限定する必要はないが、溶製コストの観点からは０．００２％以上とすることが好ましい。
【００２９】
（１−６）Ａｌ：０．００１〜０．０５０％
Ａｌは、脱酸により鋼を健全化する作用を有する。また、鋼中のＮをＡｌＮとして固定することにより、固溶Ｎによる常温時効を抑制する作用を有する。Ａｌ含有量が０．００１％未満では上記作用による効果を得ることが困難である。したがって、Ａｌ含有量は０．００１％以上とする。好ましくは０．００５％以上である。一方、Ａｌ含有量を０．０５０％超としても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利になる。したがって、Ａｌ含有量は０．０５０％以下とする。Ａｌ含有量は好ましくは０．０４０％以下である。
【００３０】
（１−７）Ｎ：０．００３５％以下
Ｎは、鋼中に不可避的に含有される元素であり、延性、深絞り性および耐常温時効性を劣化させる。このため、Ｎ含有量は０．００３５％以下とする。好ましくは０．００３０％以下である。Ｎ含有量は少ないほど好ましいのでＮ含有量の下限を規定する必要はない。ただし、過度に極低窒素化することは、製鋼コストの著しい上昇を伴う。したがって、Ｎ含有量は０．００１％以上とすることが好ましい。
【００３１】
（１−８）Ｔｉ：０．００１〜０．０１５％
Ｔｉは、表面品質および耐パウダリング性を向上させる作用を有する。この効果を適切に得るためには、Ｔｉ含有量は０．００１％以上とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０２％以上である。しかしながら、Ｔｉ含有量が多くなると、合金化熱処理時に亜鉛との界面付近の鋼中粒界から異常に早い鉄拡散が起こる、いわゆるアウトバースト反応が起こり易くなる。この結果、溶融亜鉛めっき鋼板の表面には、合金化過程で合金相結晶が形成される際に部分的に合金相結晶が異常成長することにより鋼板表面に表面凹凸が形成され、めっきの外観の不均一化や表面粗さが増大する。よって、Ｔｉ含有量は０．０１５％以下とする。Ｔｉ含有量は好ましくは０．０１０％以下である。
【００３２】
（１−９）Ｎｂ：０．００１〜０．０１５％
Ｎｂも、Ｔｉと同様に表面品質および耐パウダリング性を向上させる作用を有する。また、Ｔｉによるアウトバースト反応を抑制する効果も有する。この効果を適切に得るために、Ｎｂ含有量を０．００１％以上とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．００２％以上である。しかしながら、Ｎｂ含有量が多くなると、その効果が飽和するだけでなく、焼鈍時に粒成長が阻害されて結晶粒が微細化されるので、成形性が劣化する場合がある。よって、Ｎｂ含有量は０．０１５％以下とする。Ｎｂ含有量は好ましくは０．０１０％以下である。
【００３３】
（１−１０）Ｂ：０．０００１〜０．０００７％未満
Ｂは、熱間圧延時に不純物として含有するＮと反応しＢＮとして析出し、固溶Ｎを低減させる。Ｂ含有量が０．０００１％未満であると、焼鈍時に容易に結晶粒が成長し、降伏強さが２３０ＭＰａ未満に低下して所望の耐デント性を得ることができなくなる。また、鋼の強度を高めるための他の元素（Ｍｎ，Ｐ）との関係でＢ含有量が０．０００１％未満であると、鋼の引張強さを３４０ＭＰａ以上に高めることができない。このため、Ｂ含有量は０．０００１％以上とする。Ｂ含有量は望ましくは０．０００３％以上である。しかし、Ｂ含有量が０．０００７％以上では、窒素と反応して生成したＢＮが粗大となり、微細窒化物が減少して結晶粒が成長する。この場合にも降伏強さが低下して所望の耐デント性を得られない。このため、Ｂ含有量は０．０００７％未満とする。
【００３４】
（１−１１）Ｍｏ：０．０８０％以下
Ｍｏは、必要に応じて含有する任意元素であり、常温でのＣとの相互作用により耐時効性を向上させる作用を有する。したがって、Ｍｏを含有させてもよい。しかしながら、Ｍｏ含有量が０．０８０％を超えて含有させても上記作用による効果は飽和してしまいコスト的に不利となる。したがって、Ｍｏ含有量は０．０８０％以下とする。Ｍｏ含有量は好ましくは０．０５０％以下である。なお、上記作用による効果をより確実に得るには、Ｍｏ含有量を０．００５％以上含有させることが好ましい。
【００３５】
上記以外の残部は、Ｆｅおよび不純物である。
【００３６】
２．金属組織
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、金属組織がフェライトを主体とする。金属組織がフェライトであれば、自動車の外板パネル用の合金化溶融亜鉛めっき鋼板として必要な成形性（延性）および溶接性を確保することができる。
【００３７】
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、基本的にフェライトからなる組織であるが、フェライト以外にも不可避的なベイナイトやパーライトなどが含まれていてもよい。ただし、フェライト以外の組織が５．０面積％超含まれていると、本発明が得ようとする強度を満足しなくなる。したがって、不可避的に含まれるフェライト以外の組織は５面積％以下である。
【００３８】
本発明におけるフェライト組織の結晶粒径は、ＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２０１３）に規定される粒度番号で９．５超とする。結晶粒径が粒度番号で９．５以下であると、降伏強さが高くなり、所望の形状凍結性を得られなくなる。
【００３９】
３．機械特性
本発明に係る合金化溶融亜鉛めっき鋼板の引張強さは３４０ＭＰａ以上であり、降伏強さは２３０ＭＰａ以上２８０ＭＰａ以下（望ましくは２３０〜２７０ＭＰａさらに望ましくは２３５〜２７０ＭＰａ）であるとともに、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５（２０１３）に規定される塗装焼付硬化量は３０ＭＰａ以上８０ＭＰａ以下である。降伏強さが２３０ＭＰａを下回ると、所望の耐デント性を確保することができない。
【００４０】
４．用途
本発明に係る外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、例えば、自動車のドアーアウターパネルやフードアウターパネル、トランクリッドアウターパネル、さらにはフロントフェンダパネル等の外板パネルに用いられる。
【００４１】
５．製造方法
本発明に係る外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、特定の方法により製造されるものではなく、上記化学組成、金属組織および機械特性を有することができれば如何なる方法により製造されてもよいが、量産性等を勘案した好適な製造法の一例を以下に説明する。
【００４２】
本発明に係る外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記化学組成を有する鋼塊または鋼片に、例えば、スラブ加熱工程、熱間圧延工程、酸洗工程、冷間圧延工程、連続焼鈍工程、溶融亜鉛めっき工程および合金化処理工程を経て、製造される。
【００４３】
スラブ加熱工程においては、上述した化学組成を有するスラブを加熱炉に装入して表面温度を例えば１１５０℃以上１３５０℃以下にすることが例示される。スラブは、常法により溶製された溶鋼を連続鋳造法により、または、鋼塊とした後に分塊圧延を施すことにより製造することができる。加熱炉に装入されるスラブは、常温まで冷却されたものであってもよく、連続鋳造または分塊圧延後の高温状態にあるものであってもよい。最終製品における表面性状をさらに良好にするために、加熱炉に装入する前のスラブに、冷間もしくは温間で表面手入れを施すことが好ましい。
【００４４】
熱間圧延工程では、加熱炉から抽出されたスラブに、仕上温度：８８０℃以上９３０℃以下で熱間圧延を施し、巻取温度４５０〜８００℃で熱延鋼板とする。
【００４５】
冷間圧延後に上記金属組織を得るためには、熱延鋼板の結晶粒径を細粒にすることが好ましい。したがって、熱間圧延における仕上温度はオーステナイト域の低温域とすることが好ましい。仕上温度が９３０℃超であったり、８８０℃未満であったりすると、熱延鋼板が粗粒となってしまう。したがって、熱間圧延の仕上温度は８８０℃以上９３０℃以下とする。
【００４６】
また、巻取温度が４５０℃未満であると冷却時に鋼板上に水が部分的にのる現象が発生しやすく、平坦不良となり、一方巻取温度が８００℃超であるとスケールが厚くなるため酸洗時の脱スケールが困難となる。このため、熱間圧延後の巻取温度は４５０℃以上８００℃以下とする。
【００４７】
酸洗工程においては、上記熱間圧延工程により得られた熱延鋼板に酸洗を施して酸洗鋼板とする。酸洗は常法でよい。なお、スケール疵をさらに低減させるために、酸洗前または酸洗後に表面研削を施してもよい。
【００４８】
冷間圧延工程においては、上記酸洗工程により得られた酸洗鋼板に６０〜９５％の圧下率の冷間圧延を施して冷延鋼板とする。
【００４９】
上述した金属組織を得るためには、冷間圧延における圧下率を６０％以上とすることが好ましい。一方、冷間圧延における圧下率が９５％を超えると圧延荷重が大きくなり、圧延機への負荷が過大となる場合がある。したがって、冷間圧延における圧下率は９５％以下とすることが好ましい。なお、冷延鋼板には、必要に応じて公知の方法に従って脱脂などの処理が施される。また、スケール疵をさらに低減させるために、冷間圧延後焼鈍前に表面研削を施してもよい。
【００５０】
さらに、このようにして得られた冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインで焼鈍、溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を施す。
【００５１】
焼鈍は、７２０℃以上８６０℃以下で行う。焼鈍温度が７２０℃未満や８６０℃超であると、上記金属組織を得られない。
【００５２】
このようにして得られた冷延鋼板に常法にしたがって溶融亜鉛めっきおよび合金化処理を行う。めっき方法やめっき膜の化学組成は限定されない。
【００５３】
このようにして得られた本発明に係る外板パネル用合金化溶融亜鉛めっき鋼板には、常法にしたがって調質圧延を施してもよいが、調質圧延による降伏比の増加および伸びの低下を抑制するために、調質圧延の伸び率を１.８％以下とすることが好ましい。さらに好ましくは１．６％以下である。
【実施例】
【００５４】
表１に示す化学組成の鋼を試験転炉で溶製し、連続鋳造試験機にて２５０ｍｍ厚のスラブを製造した。
【００５５】
【表１】
0006606906.tif 000002
【００５６】
得られたスラブを加熱して熱間圧延試験機を用いて４．０ｍｍ厚まで熱間圧延した。熱間圧延条件として、仕上圧延温度（熱間圧延完了温度）、および巻取温度を、表１に示す。
【００５７】
得られた熱延鋼板を塩酸酸洗によりスケール除去した後に、表１に示す圧下率で０．６５ｍｍ厚まで冷間圧延した。
【００５８】
得られた冷延鋼板を表１に示す焼鈍温度で焼鈍した。溶融亜鉛めっきについては、焼鈍後の冷却途中で４６０℃の溶融亜鉛めっき浴に浸漬して溶融亜鉛めっきを施し、めっき後に加熱して合金化処理を行った。溶融めっき後、伸び率１．４％の調質圧延を行った。
【００５９】
このようにして得られた試料Ｎｏ．１〜２５（本発明例）と、試料Ｎｏ，Ｘ１〜Ｘ８（比較例）について、圧延９０°方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、引張試験を行うことにより、降伏強さ（ＹＳ）および引張強さ（ＴＳ）を求めた。
【００６０】
また、圧延９０°方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、ＪＩＳ  Ｇ  ３１３５（２０１３）で規定される塗装焼付硬化量試験方法により、塗装焼付硬化量（ＢＨ量）を求めた。
【００６１】
さらに、得られた鋼板の表面を目視で観察し、その表面品質を評価するとともに、耐パウダリング性を以下のように評価した。すなわち、（円筒絞り条件ブランク直径：９０ｍｍ、絞り高さ：３０ｍｍ、潤滑油：一般防錆油（Ｎｏｘ−Ｒｕｓｔ５５０ＨＮ；パーカー興産））により深絞り成形を行い、その側壁部にテープを貼付してから剥離し、この剥離の前後の重量差より、耐パウダリング性を表２に示す基準で評価した。
【００６２】
【表２】
0006606906.tif 000003
【００６３】
また、フェライト組織の結晶粒径はＪＩＳ  Ｇ  ０５５１（２０１３）に基づき、板厚中央部近傍の組織写真を光学顕微鏡で撮影し、画像処理によって求めた。
【００６４】
結果を表１にまとめて示す。
表１における試料Ｎｏ．１〜２５は、本発明が規定する条件を全て満足する本発明例であり、試料Ｎｏ．Ｘ１〜Ｘ８は、この条件を満足しない比較例である。
【００６５】
試料Ｎｏ．１〜２５は、いずれも、３４０ＭＰａ以上の引張強さと、２３０ＭＰａ以上２８０ＭＰａ以下の降伏強さと、３０ＭＰａ以上８０ＭＰａ以下の塗装焼付硬化量とを兼ね備え、片面あたり４５〜５２ｇ／ｍ２のめっき付着量を有するとともに、耐パウダリング性および表面外観ともに良好であった。このため、試料Ｎｏ．１〜２５は、優れた形状凍結性および耐デント性を特に要求される例えばドアーアウターパネル等に用いるのに好適である。
【００６６】
なお、試料Ｎｏ．１８，２５の表面外観には、極軽度のめっきムラが認められたが実用上問題ない程度であった。
【００６７】
これに対し、試料Ｎｏ．ｘ１は、Ｃ含有量が０．００３５％と本発明の範囲の上限を上回るため、塗装焼付硬化量が８４ＭＰａと過大になり、成形性が不芳であった。
【００６８】
試料Ｎｏ．ｘ２は、Ｓｉ含有量が０．１０５％と本発明の範囲の上限を上回るため、耐パウダリング性およびめっきの外観が不芳であった。
【００６９】
試料Ｎｏ．ｘ３は、Ｍｎ含有量が０．８９％と本発明の範囲の上限を上回るため、耐パウダリング性およびめっきの外観が不芳であった。
【００７０】
試料Ｎｏ．ｘ４は、Ｎｂ含有量が０．０１７％と本発明の範囲の上限を上回るため、焼鈍時に粒成長が進行し、塗装焼付硬化量が不芳になった。
【００７１】
試料Ｎｏ．ｘ５は、Ｔｉ含有量が０．０１７％と本発明の範囲の上限を上回るため、耐パウダリング性およびめっきの外観が不芳であった。
【００７２】
試料Ｎｏ．ｘ６は、Ｂ含有量が０．０００８％と本発明の範囲の上限を上回り、また結晶粒径が粒度番号で本発明の範囲の下限を下回るため、降伏強さが２２５ＭＰａと過小になった。
【００７３】
試料Ｎｏ．ｘ７は、Ｐ含有量が０．０４５％と本発明の範囲を上回るため、表面品質および耐パウダリング性が低下した。
【００７４】
さらに、試料Ｎｏ．ｘ８は、Ｎ含有量が０．００４０％と本発明の範囲の上限を上回るため、耐常温時効性を劣化し、塗装焼付硬化量が不芳になった。