JP2001303178A - 成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents
成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法Info
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Abstract
溶融亜鉛系めっき鋼板およびその製造方法を提供する。 【解決手段】 母材の化学組成が質量%でC:0.04
〜0.12%、Si:0〜0.60%、Mn:0.3〜
2.5%、Cr:0〜2.0%、P:0〜0.050
%、S≦0.015%、sol.Al:0.005〜
0.10%、B:0.0003〜0.0040%、N≦
0.0050%以下、かつ、−1.50≦Mn+0.6
×Cr+logB≦−0.50を含有し、その結晶組織
が5〜25体積%のマルテンサイト、残部がフェライト
からなる高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。さらにTi、N
b、Vの内の1種以上を、それぞれ0.01〜0.04
%以下、かつ合計で0.04%以下含有する上記鋼板。
上記鋼板は上記化学成分を有する冷延板を780〜85
0℃で20〜90秒間保持した後、少なくとも500℃
までの間を3〜20℃/秒で冷却した後溶融めっきして
製造するのがよい。
Description
どに好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板
およびその製造方法に関する。
燃料消費率改善を両立させるために自動車車体部品への
高張力鋼板の適用が推進されている。一般に鋼の延性な
どで代表される成形性は高張力化に伴い低下する傾向が
あり、鋼の高張力化に伴ってプレス加工が困難になる。
特に鋼の引張強さが500MPaを超える領域では上記
傾向が著しい。このため、成形性の優れた高張力鋼板が
必要となっており、自動車車体部品には優れた防錆性も
必要とされることから、優れた成形性と防錆性を兼ね備
えた高張力鋼板が望まれている。
テンサイトからなる2相組織を備えた鋼板は、高張力化
しても延性劣化が少なく、降伏比が小さいので成形品の
形状精度もよいという特長を有することが知られてい
る。このような2相組織鋼板は、適度にCを含有した鋼
をフェライト(α)+オーステナイト(γ)からなる2
相共存域に急速加熱し、短時間保持してオーステナイト
中にCを濃縮させた後、急速冷却して低温でオーステナ
イトをマルテンサイト変態させることで得られる。急速
加熱と急速冷却が容易な連続焼鈍方法によればこのよう
な2相組織を備えた冷間圧延の製造は容易である。
っき鋼板は、冷間圧延鋼板の場合に比較すると製造が困
難になる。それは、溶融めっきが460℃前後の温度で
おこなわれること、めっき後に合金化処理を施す場合に
は560℃前後に再加熱する合金化処理が施されるこ
と、などにより冷間圧延鋼板製造時のような急速冷却が
困難なためである。
造方法として、例えば特開昭55−100935号公報
には、質量%(以下、化学組成を表す%表示は質量%を
意味する)で、C:0.20%以下、Si:0.60%
以下、Mn:3.5%以下を含有し、かつMn(%)+
Si(%)≧2.3(%)の関係を満足する化学組成を
備えた鋼を、連続溶融めっきラインにて合金化溶融亜鉛
めっきすると共に、めっき槽と合金化炉との間で鋼板を
Ms点以上の温度に保持することを特徴とする形状性に
優れた高張力亜鉛めっき鋼板の製造方法が開示されてい
る。
織を得るために鋼のMnとSiの合計含有量を2.3%
以上に高くするため、溶融めっきの付着性がよくないう
え、合金化処理性がよくないために生産性が低く、かつ
高価な合金を多用するためにコストも高い、という問題
があった。
は、C:0.05〜0.15%、Si:0.3〜1.5
%、Mn:1.5〜2.8%を含有し、Mn≧15Cか
つSi≧4Cの関係を満足する化学組成を備えた高張力
合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示さ
れている。
サイトおよび残留オーステナイトを有する組織とするた
めにSiとMnを大量に含有させる必要があり、溶融め
っき性や合金化処理性がよくないうえ、コストも高いと
いう問題があった。
好適な成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板は未
だ改善の余地がある。
たような問題点を解決し、延性に優れ、かつ経済性を兼
ね備えた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板、特に引張強さが
500MPaを超える領域の高張力鋼板とその製造方法
を提供することにある。
解決すべく、母材鋼板を焼鈍し、溶融めっきし、その後
合金化処理する合金化溶融亜鉛めっき鋼板の各製造工程
におけるオーステナイトの安定性と化学組成との関係に
ついて研究を重ねた結果、Mn、BおよびCr含有量を
特定の範囲とした鋼を焼鈍し、特定の条件で冷却して溶
融めっきすることにより、母材の結晶組織が軟質なフェ
ライトと適度の体積率の硬質なマルテンサイトを有する
ものとなり、成形性に優れた高張力鋼板が得られること
を見出した。
れたものであり、その要旨は下記(1)〜(4)に記載
の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき薄鋼板、およ
び(5)に記載のその製造方法にある。
めっき皮膜を備えためっき鋼板であって、母材の化学組
成が質量%で、C:0.04〜0.12%、Mn:0.
3〜2.5%、sol.Al:0.005〜0.10
%、B:0.0003〜0.0040%を含有し、か
つ、Mn(%)+logB(%)で計算される値が−
1.50以上、−0.50以下になるようにMnおよび
Bの含有量が調整され、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、その結晶組織が体積%で5〜25%のマル
テンサイトを有し、残部が実質的にフェライトからなる
ものであることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融
亜鉛系めっき鋼板。
めっき皮膜を備えた亜鉛系めっき鋼板であって、母材の
化学組成が質量%で、C:0.04〜0.12%、M
n:0.3〜2.5%、Cr:0.2〜2.0%、so
l.Al:0.005〜0.10%、B:0.0003
〜0.0040%を含有し、かつ、Mn(%)+0.6
×Cr(%)+logB(%)で計算される値が−1.
50以上、−0.50以下になるようにMn、Crおよ
びBの含有量が調整され、残部がにFeおよび不可避的
不純物からなり、その結晶組織が体積%で5〜25%の
マルテンサイトを有し、残部が実質的にフェライトから
なるものであることを特徴とする成形性に優れた高張力
溶融亜鉛系めっき鋼板。
Si:0.15〜0.60%およびP:0.025〜
0.050%からなる群の内の1種または2種を含有す
るものであることを特徴とする上記(1)または(2)
に記載の成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
Ti、NbおよびVからなる群の内の1種または2種以
上を、それぞれ0.01%以上、0.04%以下、合計
で0.04%以下含有するものであることを特徴とする
上記(1)〜(3)のいずれかに記載の成形性に優れた
高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。
載の化学成分を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延
して得た冷延板を、780〜850℃で20〜90秒間
保持した後、少なくとも550℃までを3〜20℃/秒
の冷却速度で冷却した後、溶融亜鉛系めっきを施すこと
を特徴とする成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼
板の製造方法。
る。 母材の化学組成; C:鋼の焼き入れ性を向上させ、マルテンサイト形成を
促進して鋼の強度を高める作用がある。本発明では上記
作用を利用して鋼の強度を高めるためにCを0.04%
以上含有させる。C含有量を高くしすぎると鋼の強度が
高くなりすぎ、成形性が損なわれて加工用途に適さなく
なる。したがってC含有量は0.12%以下とする。好
ましくは0.10%未満である。
せることにより、フェライトを固溶強化して鋼の強度を
高めたり、第2相(マルテンサイト)との間の硬度差を
減少させて疲労特性を向上させるなどの効果が得られ
る。従ってこれらの効果を得るためにSiを含有させて
も構わない。その場合には0.15%以上含有させるの
がよい。しかしながら、過度にSiを含有させると、め
っきの濡れ性が低下して不めっきが発生するうえ、合金
化処理性が悪くなり生産性を損なう。このような不都合
を避けるためにSiを含有させる場合でもその上限は
0.60%とする。好ましくは0.40%以下、さらに
好ましくは0.30%以下である。
ら良好な延性を備えた鋼板とするために、鋼の結晶組織
を軟質なフェライトと硬質なマルテンサイトからなる2
相組織とすることが極めて重要である。
て焼鈍均熱中のオーステナイトの確保が容易となるの
で、パーライトの析出抑制とMs 点(マルテンサイト変
態開始温度)を低める効果が得られる。
よる熱間延性の劣化を防ぐ効果や、フェライトに固溶し
てこれを硬化することにより、鋼の強度を高める作用も
ある。このような効果を確保するためにMnは0.30
%以上含有させる。Ms 点を低くする観点から、好まし
くは1.0%以上含有させる。
ると鋼板表面の酸化物が増し、めっき性が劣化して不め
っきなどが発生するおそれがあるうえ、鋼の強度が高く
なりすぎ、かつ製造コストが高くなる。これを避けるた
めにMn含有量は2.5%以下とする。好ましくは2.
0%以下である。
き入れ性を高める作用があり、Bを含有させることによ
り、冷却速度が比較的小さい場合でもオーステナイトを
低温域まで安定にし硬質なマルテンサイトを得ることが
できる。この効果を得るためにBを0.0003%以上
含有させる。他方、B含有量が0.0040%を超える
と鉄−ボロン化合物が析出し、上記焼き入れ性向上効果
が期待できなくなるうえ、鋼の延性を阻害する。これを
避けるためにB含有量は0.0040%以下とする。
サイトを得るのに有効な元素であるが、Mnに比較する
と鋼のAc3点を低くする作用が小さく、マルテンサイ
トをもたらす効果はMnに比較すると小さい。しかしな
がらCrはMnに比較すると鋼の固溶強化能が小さいと
いう特徴があるので、Crを含有させることにより、降
伏比が小さく成形性のよい高強度鋼板を得るのに好適で
ある。従ってこれらの効果を得るためにCrを含有させ
ても構わない。含有させる場合には0.20%以上とす
るのがよい。Cr含有量が過剰になると溶融めっき性が
損なわれるので、含有させる場合でも2.0%以下とす
る。
述したように鋼の焼き入れ性を高める作用があり、それ
ぞれの元素が有する上記作用の強さに応じてその含有割
合を決定することにより、連続式溶融めっきのように、
α+γ2相温度域で焼鈍した後の冷却速度を緩冷却とせ
ざるをえない場合であっても、硬質なマルテンサイトを
確保することができる。
rの効果を合算すると、Mnの0.6倍であり、また、
Bの焼き入れ性向上効果はその含有量に対して指数関数
的に作用する。従ってこれらの元素の効果は、X=Mn
(%)+0.6×Cr(%)+logB(%)とした場
合のXの値で整理することができる。
する冷間圧延鋼板をα+γ2相温度域に加熱し焼鈍した
後、一定の冷却速度で470℃まで冷却して溶融めっき
し、550℃に再加熱して合金化処理して得られためっ
き鋼板の延性とX値との関係を示すグラフである。ここ
では引張強さが異なる鋼の延性良否を判断するために、
鋼の延性を引張強さ(MPa)と全伸び(%)の積(以
下、強度延性バランスまたはTS*Elと記す)で評価
した。
好な鋼を得るにはXを特定範囲に限定する必要がある。
複雑形状の部品の成形において良好な成形結果を得るに
は、強度延性バランスが16000以上である鋼板を用
いるのが望ましいが、これを得るにはXを−1.50以
上、−0.50以下とする必要がある。さらに優れた成
形結果を得るには強度延性バランスが17000以上で
ある鋼板を用いるのが望ましいが、これを得るにはXを
−1.20以上、−0.50以下とするのがよい。
を硬くして鋼板の強度を高める作用があるので鋼の高強
度化のために含有させても構わない。安価に鋼の強度を
高めるには、Pを0.025%以上含有させるのがよ
い。他方、Pは亜鉛めっき相の合金化反応を遅くし、合
金化処理時の能率を低下させて生産性を阻害するため、
Pを含有させる場合でもその上限は0.050%とす
る。好ましくは0.040%以下である。
を得るのに有用な元素である。また熱間圧延後にNを固
定し、鋼中のBがBNとして消費されるのを抑制する効
果が得られる。これらの効果を得るためにAlをso
l.Alとして0.01%以上含有させる。一方、Al
を過剰に含有させると介在物が増加し、延性が劣化する
ので、sol.Al含有量は0.10%以下とする。
に鋼板強度を高め、溶接性を向上させる作用があるので
含有させても構わない。含有させる場合には、Ti、N
bおよびVからなる群の内の1種または2種以上を、そ
れぞれ0.01%以上、0.04%以下、合計で0.0
4%以下含有させるのがよい。
からなる。不可避的不純物の中でもSはMnと結合して
MnSとして析出し鋼の延性を劣化させるのでS含有量
は0.015%以下とするのが望ましい。また、NはB
Nとして析出するためN含有量が増すと固溶Bが減少
し、Bによる焼入性向上効果が低減する。これを避ける
ためにN含有量は0.0050%以下とするのが望まし
い。
えて、体積%で5〜25%のマルテンサイトを有し、残
部が実質的にフェライトからなる2相組織からなる結晶
組織を有する。
たない場合にはパーライトなどの第3相の比率が増し、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。マル
テンサイト比率が25体積%を超えると軟質なフェライ
トが少なくなり、鋼の強度が高くなりすぎるとともに、
目的とする良好な強度延性バランスが得られない。
らなる」とは、ベイナイトやパーライトなどの第3相は
少ない程よいのであるが、その比率が10体積%以下で
あれば、本発明の目的達成の支障にはならないので、1
0体積%以下の第3相が含有されても構わないことを意
味する。これらの第3相はマルテンサイトよりも軟質で
あるために鋼板が塑性変形する際の転位の増殖基点とな
らないため、10体積%を超えて多くなると加工硬化率
が小さくなり、良好な強度延性バランスが得られない。
上記化学組成と結晶組織とを有する母材の少なくとも片
面に溶融亜鉛系めっき皮膜を備える。めっき皮膜の種類
は特に限定するものではなく、公知の溶融亜鉛めっきや
Fe−Zn合金化溶融亜鉛めっき、あるいはそれぞれ
0.60%以下のAl、Pb、Sb、Mgなどの合金元
素をを含有するZn系めっき皮膜が適用できる。
が、厚くしすぎると加工性と経済性を損なうので片面あ
たりで100g/m2 以下とするのがよい。薄目付けは
製造が困難なため、下限は15g/m2 以上とするのが
よい。めっき皮膜の上には、耐食性向上などの目的で、
クロメート処理など、公知の後処理を施しても構わな
い。
めっき鋼板は以下の方法で製造するのが好適である。す
なわち、上記化学組成を有する鋼(スラブ)を常法によ
り熱間圧延して熱延板とし、これを酸洗した後、所定の
厚さに冷間圧延し、次いで780〜850℃で20〜9
0秒間保持する再結晶焼鈍を施した後、少なくとも50
0℃までの温度範囲を3〜20℃/秒の冷却速度で冷却
し、その後溶融亜鉛系めっき槽に浸漬して公知の方法に
より溶融めっきする。溶融めっき後に480〜560℃
に加熱して合金化処理を施すのもよい。
すなわち、熱間圧延前のスラブは、加熱してもよいし、
熱間圧延が可能であれば加熱しなくても構わない。ま
た、仕上圧延温度を確保するために粗圧延と仕上圧延の
間で加熱手段を用いて鋼を加熱しても構わない。熱間圧
延温度は任意であるが好ましくは仕上温度をAr3点以
上とするのがよい。
イトもしくはマルテンサイトの体積率が増加して熱延板
が硬くなり冷間圧延が困難になるので、巻取温度は45
0℃以上とするのがよい。巻取温度が650℃を超える
と、鋼板表面のスケールが厚くなり酸洗効率が損なわれ
るので、巻取温度は650℃以下とするのが望ましい。
しかしながら圧延率を過度に大きくすると、鋼板内のフ
ェライトと、セメンタイト等との界面で微細なボイドが
多数発生し、焼鈍後の延性を劣化させる。また、圧下率
が過度に小さいと生産能率が低下する。したがい、冷間
圧延時の圧延率は50%以上、75%以下とするのが望
ましい。
再結晶させるために、780℃以上850℃以下の焼鈍
温度で20秒間以上、90秒間以下均熱保持する再結晶
焼鈍をおこなう。その理由は、焼鈍温度が780℃に満
たない場合には均熱状態でのオーステナイトの比率が小
さくなり、最終製品でのマルテンサイト比率が確保でき
ず、焼鈍時間が20秒間に満たない場合には再結晶が不
十分になるからである。焼鈍温度が850℃を超える
か、焼鈍時間が90秒を超える場合には、オーステナイ
ト粒が成長して鋼板の延性が劣化する。
つ、オーステナイトの体積率を確保するために、少なく
とも550℃に達するまでは3〜20℃/秒の冷却速度
で冷却する。この間の冷却速度が3℃/秒に満たない場
合には、冷却途中でパーライトが析出し、最終組織がフ
ェライト、マルテンサイト、パーライトを含む複合組織
となるため、延性が劣化する。逆に、この間の冷却速度
が20℃/秒を超える場合には、フェライト変態があま
り進行せず、オーステナイト体積率が多いまま冷却され
るため、最終製品のマルテンサイト体積率が多くなりす
ぎ延性が劣化する。550℃以下の温度領域ではパーラ
イトの析出ノーズから外れるため、3℃/秒に満たない
冷却速度、あるいは低温保持などの処理をおこなっても
構わない。
低くならない範囲で終了するのがよい。これは冷却終点
温度がMs点を下回ると溶融めっき前にオーステナイト
がマルテンサイトに変態し、溶融めっきあるいは合金化
処理時にこのマルテンサイトが焼戻されて軟質化するた
めに鋼の降伏比が上昇し、成形性が損なわれるからであ
る。また、冷却終点温度がめっき浴温度よりも大幅に低
くなるとめっき浴に浸漬する前に再加熱が必要となるの
で経済性も損なわれる。
く、常法によりおこなえばよい。めっき付着量はガスワ
イピング法などの公知の方法で調整すればよい。溶融め
っき後は常法により常温まで冷却して溶融亜鉛めっき鋼
板としてもよいし、さらに合金化処理を施しても構わな
い。合金化処理する場合の合金化処理温度は480℃以
上、560℃以下とするのがよい。合金化温度が560
℃を超える場合には、合金化が過度に進行するために加
工時にめっき層の密着性(耐パウダリング性)が低下
し、合金化温度が480℃に満たない場合には合金化が
不十分なため、めっき層表面での摺動性が低下し、成形
性が損なわれることがあるからである。
処理鋼板には、鋼板の平坦矯正やめっき層の表面粗度調
整などのために、常法により調質圧延を施しても構わな
い。ただし、本発明のフェライトとマルテンサイトから
なる複合組織鋼板は、低降伏比であるためスプリングバ
ックが小さい利点をもつが、調質圧延時の圧延率を高く
しすぎると降伏比が高くなり、上記利点が損なわれるの
で、調質圧延時の圧延率は小さくするのがよい。
験室にて溶解し、鋳造して得た鋳片を950℃以上で熱
間鍛造して厚さ20mmの鋼片を得た。これらの鋼片を
1250℃に加熱して30分間保持し、仕上温度を85
0℃とする熱間圧延を施した、500℃まで冷却し、5
00℃に保持した熱処理炉中で30分間保持した後、炉
内冷却して厚さ4mmの熱延板を得た。上記熱処理炉で
の保持と冷却は実際の製造ラインでの巻取り工程を模擬
したものである。得られた熱延板を酸洗した後、圧下率
を70%とする冷間圧延を施し、厚さ1.2mmの冷延
板を得た。これらの冷延板から得た幅:70mm、長
さ:200mmの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、10℃/秒の加熱速度で800℃に加熱
し、その温度で60秒間保持した後、8℃/秒の冷却速
度で470℃まで冷却し、460℃の溶融亜鉛めっき浴
に浸漬して溶融めっきし、その後10℃/秒の加熱速度
で550℃に加熱し、5秒間保持した後、10℃/秒の
冷却速度で室温まで冷却して合金化溶融亜鉛めっき鋼板
を得た。
び率を0.5%とする調質圧延を施した後、結晶組織の
観察と圧延方向に採取したJIS5号試験片による引張
試験とをおこなった。マルテンサイト体積率は圧延方向
断面をナイタール液で腐食した検査面を走査電子顕微鏡
で撮影し、マルテンサイトの面積率を測定して体積率を
求めた。引張試験結果については強度伸びバランスも計
算した。
す。
と結晶組織を有する鋼は良好なめっき皮膜と500MP
aを超える引張強さを備え、かつ強度延性バランスがT
S×ELで16000(MPa・%)以上の優れた成形
性を備えたものであった。
発明が規定する範囲外であったために結晶組織において
パーライトが析出しており、強度延性バランスが小さか
った。鋼13はX値が本発明が規定する上限を超えてお
り、引張強さは高いが伸びが小さく強度延性バランスが
よくなかった。鋼14はX値が本発明が規定する範囲よ
りも小さいため、鋼12と同様強度延性バランスが低か
った。鋼15はB含有量が過剰であり、強度延性バラン
スがよくなかったうえ製造コストが高かった。鋼16は
Crが過剰であるうえ、X値が本発明が規定する範囲よ
りも大きく、強度延性バランスが小さかった。鋼17は
C含有量が本発明が規定する下限値よりも小さく、製品
のマルテンサイト量が少なく、500MPaを超える引
張強さが得られなかった。鋼18はC含有量が多すぎる
ため引張強さが非常に高くなり、プレス成形用途には適
さなかった。鋼19はSi含有量が高すぎたために不め
っきが発生した。
成を有する鋼を実施例1に記載したのと同様の条件で熱
間圧延し、酸洗し、冷間圧延して、厚さが1.2mmの
冷延板を得た。上記冷延板から得た幅:70mm、長
さ:200mmの試験片を、溶融亜鉛めっきシミュレー
ターを用いて、種々の焼鈍温度で60秒間保持する再結
晶焼鈍を施した後、種々の冷却速度で470℃まで冷却
し、460℃のめっき浴に浸漬して溶融めっきを施し
た。また、一部の鋼板についてはその後10℃/秒の加
熱速度で550℃に加熱し、5秒間保持した後、10℃
/秒の冷却速度で室温まで冷却する合金化処理を施し
た。得られた鋼板には伸び率:0.5%の調質圧延を施
した後、実施例1に記載したのと同様の方法で引張試験
と結晶組織観察をおこなった。
す。
結晶焼鈍条件および冷却条件が本発明が規定する範囲で
あったものは良好なめっき皮膜と500MPaを超える
引張強さを備え、かつ強度延性バランスがTS×ELで
16000(MPa・%)以上の優れた成形性を備えた
ものであった。
は引張強さが500MPaに満たなかった。焼鈍温度が
高すぎた試番29、焼鈍後の冷却速度が小さすぎた試番
27および焼鈍後の冷却速度が大きすぎた試番26はい
ずれも強度延性バランスがよくなかった。
バランスを備えているので、特に複雑な形状に加工され
る自動車の構造部品などに極めて好適である。また、本
発明の製造方法は、高価な合金元素を多用することなく
上記高張力溶融亜鉛系めっき鋼板を容易に製造できるの
で極めて経済性にも優れた方法である。
える影響を示したグラフである。
Claims (5)
- 【請求項1】 母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系めっ
き皮膜を備えためっき鋼板であって、母材の化学組成が
質量%で、C:0.04〜0.12%、Mn:0.3〜
2.5%、sol.Al:0.005〜0.10%、
B:0.0003〜0.0040%を含有し、かつ、M
n(%)+logB(%)で計算される値が−1.50
以上、−0.50以下になるようにMnおよびBの含有
量が調整され、残部がFeおよび不可避的不純物からな
り、その結晶組織が体積%で5〜25%のマルテンサイ
トを有し、残部が実質的にフェライトからなるものであ
ることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融亜鉛系め
っき鋼板。 - 【請求項2】 母材の少なくとも片面に溶融亜鉛系めっ
き皮膜を備えた亜鉛系めっき鋼板であって、母材の化学
組成が質量%で、C:0.04〜0.12%、Mn:
0.3〜2.5%、Cr:0.2〜2.0%、sol.
Al:0.005〜0.10%、B:0.0003〜
0.0040%を含有し、かつ、Mn(%)+0.6×
Cr(%)+logB(%)で計算される値が−1.5
0以上、−0.50以下になるようにMn、Crおよび
Bの含有量が調整され、残部がFeおよび不可避的不純
物からなり、その結晶組織が体積%で5〜25%のマル
テンサイトを有し、残部が実質的にフェライトからなる
ものであることを特徴とする成形性に優れた高張力溶融
亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項3】 母材の化学組成がさらに質量%で、S
i:0.15〜0.60%およびP:0.025〜0.
050%からなる群の内の1種または2種を含有するも
のであることを特徴とする請求項1または2に記載の成
形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項4】 母材の化学組成がさらに質量%で、T
i、NbおよびVからなる群の内の1種または2種以上
を、それぞれ0.01%以上、0.04%以下、合計で
0.04%以下含有するものであることを特徴とする請
求項1〜3のいずれかに記載の成形性に優れた高張力溶
融亜鉛系めっき鋼板。 - 【請求項5】 請求項1〜4のいずれかに記載の化学成
分を有する鋼を熱間圧延し、次いで冷間圧延して得た冷
延板を、780〜850℃で20〜90秒間保持した
後、少なくとも550℃までを3〜20℃/秒の冷却速
度で冷却した後、溶融亜鉛系めっきを施すことを特徴と
する成形性に優れた高張力溶融亜鉛系めっき鋼板の製造
方法。
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