JP4457673B2 - 耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板およびその製造方法 - Google Patents
耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板およびその製造方法 Download PDFInfo
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Description
本発明は、引張強さが 440 MPa以上で、かつｒ値が 2.0以上という優れた強度−ｒ値バランスを有し、しかも耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷間鋼板およびその製造方法に関するものである。
自動車の燃料タンクは、孔あき腐食や腐食生成物のないことが要求される。そのため、性能としては耐食性を主目的にした開発が行われてきた。
ところが、近年、自動車の軽量化のために、燃料タンク用の鋼板には薄肉化による軽量化と複雑な形状への加工性が求められるようになってきた。
この要求に応えるためには、下地鋼板の引張強さを 420 MPa級以上に高強度化すると共に、加工性の一層の向上を図らなければならない。
ところが、近年、自動車の軽量化のために、燃料タンク用の鋼板には薄肉化による軽量化と複雑な形状への加工性が求められるようになってきた。
この要求に応えるためには、下地鋼板の引張強さを 420 MPa級以上に高強度化すると共に、加工性の一層の向上を図らなければならない。
燃料タンク用鋼板としては、従来、例えば特許文献１では、鋼板表面に、Niめっき、ZnリッチめっきおよびSnリッチめっきのような多層めっきを施すことによって、燃料タンクの耐食性の向上を図る技術が提案されている。
しかしながら、この鋼板は、耐食性には優れるものの、下地鋼板の強度を上げた場合、タンクへの成形性としては下地鋼板の成形性を超えるものではないため、複雑なタンク形状に成形することはできないという問題があった。
しかしながら、この鋼板は、耐食性には優れるものの、下地鋼板の強度を上げた場合、タンクへの成形性としては下地鋼板の成形性を超えるものではないため、複雑なタンク形状に成形することはできないという問題があった。
この点、下地鋼板の加工性の向上を試みたものとして、特許文献２には、極低炭素鋼にTiとNbを加えて成形性を向上させ、またＢの添加で耐衝撃性を付与し、さらにめっき密着性の向上のためにめっき皮膜中へのFeの拡散防止を目的として0.5 mass％以下のCuを添加した燃料タンク用防錆鋼板が提案されている。
しかしながら、この鋼板では、燃料タンクに必要とされる強度：420 MPa 級以上の強度を得ることができない上に、深絞り成形性を示すｒ値は1.5 程度と成形性の点でも十分ではなかった。しかも、この鋼板は、結晶粒が大きく、めっきと下地の反応が下地鋼板の粒界に集中するため、めっき密着性が部分的に低いという問題があった。この様に一部でもめっき密着性が低い場合、プレス時にめっきが剥がれ、タンク加工後に必要な耐食性を保持できない。
しかしながら、この鋼板では、燃料タンクに必要とされる強度：420 MPa 級以上の強度を得ることができない上に、深絞り成形性を示すｒ値は1.5 程度と成形性の点でも十分ではなかった。しかも、この鋼板は、結晶粒が大きく、めっきと下地の反応が下地鋼板の粒界に集中するため、めっき密着性が部分的に低いという問題があった。この様に一部でもめっき密着性が低い場合、プレス時にめっきが剥がれ、タンク加工後に必要な耐食性を保持できない。
また、特に燃料タンクを意図したものではないが、成形性を改善したものとして、特許文献３には、極低炭素鋼にTi，Nbを添加し、さらにCuを 0.5〜1.5 mass％添加した鋼を、Ａr3点以下の温度で仕上圧延し、さらにCu析出処理を行うことにより、440 MPa 以上の強度と優れた成形性を有する熱延鋼板の製造技術が開示されている。
しかしながら、この技術では、スラブ加熱温度を 950℃程度と超低温化しなければならず、このような低い温度で熱間圧延することは圧延機への負荷を考えると、実際には不可能である。
しかしながら、この技術では、スラブ加熱温度を 950℃程度と超低温化しなければならず、このような低い温度で熱間圧延することは圧延機への負荷を考えると、実際には不可能である。
さらに、特許文献４には、極低炭素鋼に、Nb，Tiを添加し、さらにCuを添加した鋼を、Ａr3点以下で潤滑圧延し、再結晶焼鈍する技術が開示されている。
しかしながら、この技術で得られる鋼板の強度とｒ値のバランスは、490 MPa 級でｒ値1.3 程度であり、十分な深絞り性を有しているとはいえなかった。
しかしながら、この技術で得られる鋼板の強度とｒ値のバランスは、490 MPa 級でｒ値1.3 程度であり、十分な深絞り性を有しているとはいえなかった。
その他、特許文献５には、極低炭素鋼にTi，Nb，Cuを添加し、 500℃から 750℃の温度範囲で50％以上の圧延を行い、焼鈍後、 450〜650 ℃の温度でCuを析出させることからなる加工性に優れた熱延鋼板の製造方法が開示されている。
しかしながら、この方法では、粒界のＣがTiとNbによって固定除去されてしまうため、粒界強度が弱く、耐二次加工性の点に問題を残していた。しかも、例えば溶融めっきを行った場合には、粒界にめっきが浸透して液体金属脆化を起こしてしまうという問題があった。従って、このような鋼板に溶融めっきを施しても、耐二次加工脆性およびめっき密着性の優れた高成形性燃料タンク用めっき熱延鋼板を得ることは事実上不可能である。
しかしながら、この方法では、粒界のＣがTiとNbによって固定除去されてしまうため、粒界強度が弱く、耐二次加工性の点に問題を残していた。しかも、例えば溶融めっきを行った場合には、粒界にめっきが浸透して液体金属脆化を起こしてしまうという問題があった。従って、このような鋼板に溶融めっきを施しても、耐二次加工脆性およびめっき密着性の優れた高成形性燃料タンク用めっき熱延鋼板を得ることは事実上不可能である。
本発明は、上記の問題を有利に解決するもので、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れ、しかも引張強さ≧440 MPa 、ｒ値≧2.0 と強度およびｒ値のバランスに優れた燃料タンク用めっき冷延鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
さて、発明者らは、上記の目的を達成すべく鋭意研究を重ねた結果、以下に述べる知見を得た。
(1) Cuがオーステナイト粒界に偏析するとオーステナイトの粒成長が抑制されるものの、フェライト変態後のフェライト粒界では粒成長が抑制されない。
(2) Ｂを同時に添加するとめっきによる粒界脆化が抑制され、
(3) しかもその後のCu析出処理により鋼を有利に高強度化でき、
(4) さらにフェライト粒径を20μm 以下に抑制することにより、良好な耐二次加工脆性が得られ、
(5) その結果、引張強さ：440 MPa 以上、ｒ値：2.0 以上という優れた強度−ｒ値バランスを有し、しかも耐二次加工性およびめっき密着性に優れためっき冷延鋼板が得られる。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
(1) Cuがオーステナイト粒界に偏析するとオーステナイトの粒成長が抑制されるものの、フェライト変態後のフェライト粒界では粒成長が抑制されない。
(2) Ｂを同時に添加するとめっきによる粒界脆化が抑制され、
(3) しかもその後のCu析出処理により鋼を有利に高強度化でき、
(4) さらにフェライト粒径を20μm 以下に抑制することにより、良好な耐二次加工脆性が得られ、
(5) その結果、引張強さ：440 MPa 以上、ｒ値：2.0 以上という優れた強度−ｒ値バランスを有し、しかも耐二次加工性およびめっき密着性に優れためっき冷延鋼板が得られる。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、フェライト単相でかつフェライト粒径が20μm 以下の鋼組織を有し、引張強さが 440 MPa以上で、表面にめっき層をそなえることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。
１．質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、フェライト単相でかつフェライト粒径が20μm 以下の鋼組織を有し、引張強さが 440 MPa以上で、表面にめっき層をそなえることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。
２．上記１において、鋼組成が、さらに質量％で、
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。
３．質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取り、ついで酸洗後、圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取り、ついで酸洗後、圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
４．質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取ったのち、600 ℃以上の温度での焼鈍、そして酸洗を施し、ついで圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
５．上記３または４において、鋼片の組成が、さらに質量％で、
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取ったのち、600 ℃以上の温度での焼鈍、そして酸洗を施し、ついで圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
５．上記３または４において、鋼片の組成が、さらに質量％で、
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
本発明に従い、適量のCuおよびＢを複合添加し、かつフェライト粒径を20μm 以下に抑制することにより、引張強さが 440 MPa以上、ｒ値が 2.0以上という優れた強度−ｒ値バランスを有し、しかも耐二次加工性およびめっき密着性に優れためっき冷延鋼板を得ることができる。
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.01％以下
Ｃは、鋼の高強度化には有用であるが、0.01％を超えて含有されるとプレス成形性の指標であるｒ値を極端に低下させてしまう。そこで、Ｃ量の上限を0.01％とした。
まず、本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.01％以下
Ｃは、鋼の高強度化には有用であるが、0.01％を超えて含有されるとプレス成形性の指標であるｒ値を極端に低下させてしまう。そこで、Ｃ量の上限を0.01％とした。
Si：0.5 ％以下
Siは、伸びの顕著な劣化を伴うことなしに鋼を高強度化できる有用元素であるが、熱間圧延時には赤スケールと呼ばれるFe−Si酸化物を生成して表面性状を劣化させる。この表面性状の劣化は、表面の摩擦係数の増大を招いてプレス成形性を劣化させる。そこで、本発明では、Si量の上限を 0.5％とした。
Siは、伸びの顕著な劣化を伴うことなしに鋼を高強度化できる有用元素であるが、熱間圧延時には赤スケールと呼ばれるFe−Si酸化物を生成して表面性状を劣化させる。この表面性状の劣化は、表面の摩擦係数の増大を招いてプレス成形性を劣化させる。そこで、本発明では、Si量の上限を 0.5％とした。
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下
Mnは、鋼中のＳとMnＳを形成して、表面欠陥の発生を防止する。そのため、本発明では0.15％以上を添加する。また、Mn量が0.15％未満では、変態点が高くなり微細粒とすることが難しくなる。一方、0.5 ％を超えて添加すると表面に薄い酸化物を形成し、めっき密着性の低下を招く。そこで、本発明では、Mn量は0.15％以上、0.5 ％以下の範囲に限定した。
Mnは、鋼中のＳとMnＳを形成して、表面欠陥の発生を防止する。そのため、本発明では0.15％以上を添加する。また、Mn量が0.15％未満では、変態点が高くなり微細粒とすることが難しくなる。一方、0.5 ％を超えて添加すると表面に薄い酸化物を形成し、めっき密着性の低下を招く。そこで、本発明では、Mn量は0.15％以上、0.5 ％以下の範囲に限定した。
Ｐ：0.03％以下
Ｐは、固溶強化に寄与する元素であるが、多量に添加すると粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。そのため、Ｐ量の上限を0.03％とした。
Ｐは、固溶強化に寄与する元素であるが、多量に添加すると粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させる。そのため、Ｐ量の上限を0.03％とした。
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成する。このMnＳは、上述したとおり、表面欠陥の防止に有効に寄与するが、その反面、粒界で展伸した介在物となり、鋼の局部伸びを低下させる。そのため、Ｓ含有量は低いほうが好ましい。そこで、本発明では、Ｓ量の上限を0.02％とした。
Ｓは、Mnと結合してMnＳを形成する。このMnＳは、上述したとおり、表面欠陥の防止に有効に寄与するが、その反面、粒界で展伸した介在物となり、鋼の局部伸びを低下させる。そのため、Ｓ含有量は低いほうが好ましい。そこで、本発明では、Ｓ量の上限を0.02％とした。
Al：0.1 ％以下
Alは、脱酸剤として使用されるため、鋼中にある程度は含まれる。このAl量が 0.1％を超えると、鋼が硬質化し、延性が極端に低下することから、本発明ではAl量は 0.1％以下に限定した。
Alは、脱酸剤として使用されるため、鋼中にある程度は含まれる。このAl量が 0.1％を超えると、鋼が硬質化し、延性が極端に低下することから、本発明ではAl量は 0.1％以下に限定した。
Ｎ：0.006 ％以下
Ｎは、鋼に固溶して、延性を低下させる。また、AlやTiと結合して、析出物を形成する。特にＮ量が 0.006％を超えると窒化物による析出強化が顕著となり、延性が低下する。そこで、本発明では、Ｎ量の上限を 0.006％とした。
Ｎは、鋼に固溶して、延性を低下させる。また、AlやTiと結合して、析出物を形成する。特にＮ量が 0.006％を超えると窒化物による析出強化が顕著となり、延性が低下する。そこで、本発明では、Ｎ量の上限を 0.006％とした。
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下
Cuは、本発明において最も重要な元素である。通常、ｒ値は、冷間圧延前のフェライト粒が微細なほど向上する。また、圧延されたフェライトの再結晶時には、フェライトの粒成長が促進されるほどｒ値は向上する。低炭素鋼のオーステナイトの粒成長を抑制する元素として、通常Ti, Nbが知られているが、これらは微細析出物で粒界移動を抑制するため、オーステナイトの粒成長を抑制すると同時にフェライトの粒成長まで抑制してしまう。このため、例えば、Ｃを粒成長抑制に必要な0.01％以上添加してオーステナイトの粒成長を抑制しても、ｒ値の向上は望めない。
これに対し、Cuは、オーステナイト粒界に偏析して熱間圧延の加熱工程や粗圧延工程ではオーステナイトの粒成長を抑制し、結晶粒の微細化に寄与するが、フェライト中ではフェライトの粒成長を抑制しない。このため、γ→α変態直後のフェライト粒を微細とし、フェライト変態完了後は加工フェライトの再結晶時の粒成長を阻害しない。このため、ｒ値はCu無添加の鋼よりも大幅に向上する。
また、Cuは、析出処理を施すと鋼中に微細に析出するため、高強度化にも有効に寄与する。
ここに、Cu量が 0.5％を下回ると、上記の粒成長抑制機能が十分ではなく、強度も 440MPa 級以上にはならない。一方、2.0 ％を超えると、オーステナイトの粒成長を過剰に抑制して、整粒組織が得られなくなるだけでなく、Cu固溶量の増加により焼きが入り易くなってしまう。そのため、本発明では、Cu量は 0.5％以上、2.0 ％以下の範囲に限定した。
Cuは、本発明において最も重要な元素である。通常、ｒ値は、冷間圧延前のフェライト粒が微細なほど向上する。また、圧延されたフェライトの再結晶時には、フェライトの粒成長が促進されるほどｒ値は向上する。低炭素鋼のオーステナイトの粒成長を抑制する元素として、通常Ti, Nbが知られているが、これらは微細析出物で粒界移動を抑制するため、オーステナイトの粒成長を抑制すると同時にフェライトの粒成長まで抑制してしまう。このため、例えば、Ｃを粒成長抑制に必要な0.01％以上添加してオーステナイトの粒成長を抑制しても、ｒ値の向上は望めない。
これに対し、Cuは、オーステナイト粒界に偏析して熱間圧延の加熱工程や粗圧延工程ではオーステナイトの粒成長を抑制し、結晶粒の微細化に寄与するが、フェライト中ではフェライトの粒成長を抑制しない。このため、γ→α変態直後のフェライト粒を微細とし、フェライト変態完了後は加工フェライトの再結晶時の粒成長を阻害しない。このため、ｒ値はCu無添加の鋼よりも大幅に向上する。
また、Cuは、析出処理を施すと鋼中に微細に析出するため、高強度化にも有効に寄与する。
ここに、Cu量が 0.5％を下回ると、上記の粒成長抑制機能が十分ではなく、強度も 440MPa 級以上にはならない。一方、2.0 ％を超えると、オーステナイトの粒成長を過剰に抑制して、整粒組織が得られなくなるだけでなく、Cu固溶量の増加により焼きが入り易くなってしまう。そのため、本発明では、Cu量は 0.5％以上、2.0 ％以下の範囲に限定した。
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下
Ｂは、フェライト粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる有用元素である。また、本発明では、上記したCuと複合含有させることによって、めっきによる粒界脆化を効果的に阻止する働きがある。しかしながら、含有量が0.0002％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.0025％を超えて添加されると焼きが入り易くなり、整粒組織が得にくくなるので、Ｂ量は0.0002％以上、0.0025％以下の範囲に限定した。
Ｂは、フェライト粒界に偏析して粒界を強化し、耐二次加工脆性を向上させる有用元素である。また、本発明では、上記したCuと複合含有させることによって、めっきによる粒界脆化を効果的に阻止する働きがある。しかしながら、含有量が0.0002％に満たないとその添加効果に乏しく、一方0.0025％を超えて添加されると焼きが入り易くなり、整粒組織が得にくくなるので、Ｂ量は0.0002％以上、0.0025％以下の範囲に限定した。
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満
Tiは、鋼中に微量に含まれるＣとＮを析出物として固定することで、延性やｒ値を劣化させる固溶Ｃ, Ｎ量を低下させる効果がある。優れたｒ値を得るには、0.01％以上の添加が必要であるが、0.1 ％以上では、必要以上に圧延荷重が上昇し、圧延材の表面性状が劣化する。また、Ti量が 0.1％以上になると、熱延のスラブ加熱時に未固溶のTiＣ量が増加して、固溶Ti量が減り、熱延鋼板の結晶粒が微細化し難くなる。そのため、Ti量は0.01％以上、0.1 ％未満の範囲に限定した。
Tiは、鋼中に微量に含まれるＣとＮを析出物として固定することで、延性やｒ値を劣化させる固溶Ｃ, Ｎ量を低下させる効果がある。優れたｒ値を得るには、0.01％以上の添加が必要であるが、0.1 ％以上では、必要以上に圧延荷重が上昇し、圧延材の表面性状が劣化する。また、Ti量が 0.1％以上になると、熱延のスラブ加熱時に未固溶のTiＣ量が増加して、固溶Ti量が減り、熱延鋼板の結晶粒が微細化し難くなる。そのため、Ti量は0.01％以上、0.1 ％未満の範囲に限定した。
Nb：0.07％以下
Nbは、Tiと同様、Ｃを析出物として固定して固溶Ｃ量を減じる働きがある。そのため、本発明においては、Tiの代わりに、またはTiと共に添加することができる。ただし、含有量が0.07％を超えると熱間圧延荷重が著しく増大して、鋼板の表面性状が劣化すると共に形状も安定しなくなる。また、スラブ加熱時にNbＣが溶解せず、微細粒も得難くなる。そのため、Nb量は0.07％以下に限定した。
Nbは、Tiと同様、Ｃを析出物として固定して固溶Ｃ量を減じる働きがある。そのため、本発明においては、Tiの代わりに、またはTiと共に添加することができる。ただし、含有量が0.07％を超えると熱間圧延荷重が著しく増大して、鋼板の表面性状が劣化すると共に形状も安定しなくなる。また、スラブ加熱時にNbＣが溶解せず、微細粒も得難くなる。そのため、Nb量は0.07％以下に限定した。
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｖ：0.1 ％以下
Ｖは、ＮやＣと鋼中で析出物を形成する。また、熱間圧延時の圧延荷重を上昇させない。このため、Ｃ, Ｎを十分に固定することを目的として、Tiと同時に添加することができる。しかしながら、Ｖ含有量が 0.1％を超えると、微細なＶＣやＶＮが析出して鋼が低延性化するので、Ｖ量は 0.1％以下に限定した。
Ｖ：0.1 ％以下
Ｖは、ＮやＣと鋼中で析出物を形成する。また、熱間圧延時の圧延荷重を上昇させない。このため、Ｃ, Ｎを十分に固定することを目的として、Tiと同時に添加することができる。しかしながら、Ｖ含有量が 0.1％を超えると、微細なＶＣやＶＮが析出して鋼が低延性化するので、Ｖ量は 0.1％以下に限定した。
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
Niは、Cu添加で生じる表面疵を軽減するのに有効に寄与する。しかしながら、Ni含有量が 0.2％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えて含有されると、焼入れ組織が現れ易くなり、加工性が劣化する。このため、Ni量は 0.2％以上、1.0 ％以下の範囲に限定した。
Niは、Cu添加で生じる表面疵を軽減するのに有効に寄与する。しかしながら、Ni含有量が 0.2％未満ではその添加効果に乏しく、一方 1.0％を超えて含有されると、焼入れ組織が現れ易くなり、加工性が劣化する。このため、Ni量は 0.2％以上、1.0 ％以下の範囲に限定した。
以上、好適成分組成範囲について説明したが、本発明では、成分組成を上記の範囲に限定するだけでは不十分で、鋼組織の調整も重要である。
すなわち、本発明においては、鋼組織をフェライト単相組織にすると共に、フェライト粒径を20μm 以下に規制することが重要である。
本発明において、鋼組織をフェライト単相組織にした理由は、パーライトは、鋼の深絞り性（ｒ値）を低下させ成形性を劣化させるために好ましくなく、またマルテンサイトやベイナイト等の低温変態相の含有もｒ値を劣化させるからである。
本発明におけるフェライト単相組織とは、ナイタールエッチングした鋼板断面を、光学顕微鏡で 400倍の倍率で観察した時に、炭窒化物などの析出物以外に、フェライト粒のみが観察されるされることをいう。また、本発明のフェライト粒径は、ASTM公称粒径を指す。ASTM公称粒径とは、結晶粒１つ当たりの面積の平方根で定義されており、切断長さｌの1.13倍である。すなわち、切断法（JIS G 0552）に従って求めたフェライト粒切片長さを1.13倍して、これをフェライト粒径とする。
すなわち、本発明においては、鋼組織をフェライト単相組織にすると共に、フェライト粒径を20μm 以下に規制することが重要である。
本発明において、鋼組織をフェライト単相組織にした理由は、パーライトは、鋼の深絞り性（ｒ値）を低下させ成形性を劣化させるために好ましくなく、またマルテンサイトやベイナイト等の低温変態相の含有もｒ値を劣化させるからである。
本発明におけるフェライト単相組織とは、ナイタールエッチングした鋼板断面を、光学顕微鏡で 400倍の倍率で観察した時に、炭窒化物などの析出物以外に、フェライト粒のみが観察されるされることをいう。また、本発明のフェライト粒径は、ASTM公称粒径を指す。ASTM公称粒径とは、結晶粒１つ当たりの面積の平方根で定義されており、切断長さｌの1.13倍である。すなわち、切断法（JIS G 0552）に従って求めたフェライト粒切片長さを1.13倍して、これをフェライト粒径とする。
また、本発明において、フェライト粒径を20μm 以下に規制した理由は次のとおりである。
すなわち、ｒ値は、フェライト粒径の増大と共に上昇することから、粒径が粗大なものであれば、良好なｒ値を得ることができるが、冷延板においてフェライト粒径が20μm を超えると、耐二次加工脆性が著しく劣化する。例えば、通常のＩＦ鋼は、ｒ値は高いものの、フェライト粒径は約40μm と粗大であり、耐二次加工性は良好ではない。そのため、フェライト粒径が20μm 以下で、かつｒ値が高い鋼板が要望されていたが、従来ではそのような冷延鋼板は開発されていなかった。
この点、本発明では、Cuの利用により、オーステナイト−フェライト変態直後のフェライト粒を微細に保持し、耐二次加工脆性を良好としつつ、優れたｒ値を実現することができる。このとき、オーステナイトから変態した直後のフェライト粒は微細なため、ｒ値確保のために十分に粒成長させた後でも、フェライト粒径を20μm 以下に保持できる。このため、本発明では、フェライト粒径の上限を20μm とした。
また、冷延鋼板は、表面に元素の濃化がないことから、めっきと下地との反応が進み易い。特にフェライト粒径が20μm を超えると、めっき密着性を劣化させる合金化反応が進行する。この点からも、下地鋼板のフェライト粒径を20μm 以下とすることは有利である。
すなわち、ｒ値は、フェライト粒径の増大と共に上昇することから、粒径が粗大なものであれば、良好なｒ値を得ることができるが、冷延板においてフェライト粒径が20μm を超えると、耐二次加工脆性が著しく劣化する。例えば、通常のＩＦ鋼は、ｒ値は高いものの、フェライト粒径は約40μm と粗大であり、耐二次加工性は良好ではない。そのため、フェライト粒径が20μm 以下で、かつｒ値が高い鋼板が要望されていたが、従来ではそのような冷延鋼板は開発されていなかった。
この点、本発明では、Cuの利用により、オーステナイト−フェライト変態直後のフェライト粒を微細に保持し、耐二次加工脆性を良好としつつ、優れたｒ値を実現することができる。このとき、オーステナイトから変態した直後のフェライト粒は微細なため、ｒ値確保のために十分に粒成長させた後でも、フェライト粒径を20μm 以下に保持できる。このため、本発明では、フェライト粒径の上限を20μm とした。
また、冷延鋼板は、表面に元素の濃化がないことから、めっきと下地との反応が進み易い。特にフェライト粒径が20μm を超えると、めっき密着性を劣化させる合金化反応が進行する。この点からも、下地鋼板のフェライト粒径を20μm 以下とすることは有利である。
めっき層
本発明におけるめっき層は、特に限定されるものではないが、例えば、Alを主体としたAl系めっき、Zn系めっき、Zn−Al系めっき、Zn−Sn系めっき等が有利に適合する。また、電気めっきおよび溶融めっきのいずれもが適合する。さらに、めっき層と下地鋼板を合金化させた、いわゆる合金化めっき層でもかまわない。
なお、めっき層の厚みは、５〜10μm 程度とすることが好ましい。
本発明におけるめっき層は、特に限定されるものではないが、例えば、Alを主体としたAl系めっき、Zn系めっき、Zn−Al系めっき、Zn−Sn系めっき等が有利に適合する。また、電気めっきおよび溶融めっきのいずれもが適合する。さらに、めっき層と下地鋼板を合金化させた、いわゆる合金化めっき層でもかまわない。
なお、めっき層の厚みは、５〜10μm 程度とすることが好ましい。
次に、本発明の製造条件について説明する。
加熱温度：950 ℃超え、1100℃未満
加熱温度は、本発明において重要な製造条件である。この加熱温度が1100℃以上になるとスラブのオーステナイト粒が著しく粗大化し、Cuによるオーステナイト粒成長抑制効果が弱くなると共に、組織が混粒化してしまう。また、加熱温度が 950℃未満では、圧延荷重が高くなりすぎて圧延が不可能になるおそれがあるだけでなく、表面性状が著しく劣化する。このため、熱間圧延時のスラブ加熱温度は、950 ℃超え、1100℃未満の範囲に限定した。
加熱温度：950 ℃超え、1100℃未満
加熱温度は、本発明において重要な製造条件である。この加熱温度が1100℃以上になるとスラブのオーステナイト粒が著しく粗大化し、Cuによるオーステナイト粒成長抑制効果が弱くなると共に、組織が混粒化してしまう。また、加熱温度が 950℃未満では、圧延荷重が高くなりすぎて圧延が不可能になるおそれがあるだけでなく、表面性状が著しく劣化する。このため、熱間圧延時のスラブ加熱温度は、950 ℃超え、1100℃未満の範囲に限定した。
仕上圧延温度：750 ℃未満
本発明は、冷延鋼板で良好なｒ値を実現する。オーステナイトから変態したフェライトの集合組織はランダムに近く、ｒ値は 1.0以下である。冷間圧延前の鋼板のｒ値が高いほど、冷延・焼鈍後のｒ値は高い。そのため、750 ℃未満で仕上圧延を完了してフェライト域で圧延することにより、フェライトを再結晶させて、熱延板の段階で好適な集合組織を形成させる。このため、仕上圧延は 750℃未満で終了させるものとした。なお、仕上圧延温度が 500℃を下回ると、表面性状が劣化すると共に平面な鋼板形状を保てなくなるため、仕上圧延温度は500 ℃以上とすることが好ましい。望ましくは 650℃以上である。
本発明は、冷延鋼板で良好なｒ値を実現する。オーステナイトから変態したフェライトの集合組織はランダムに近く、ｒ値は 1.0以下である。冷間圧延前の鋼板のｒ値が高いほど、冷延・焼鈍後のｒ値は高い。そのため、750 ℃未満で仕上圧延を完了してフェライト域で圧延することにより、フェライトを再結晶させて、熱延板の段階で好適な集合組織を形成させる。このため、仕上圧延は 750℃未満で終了させるものとした。なお、仕上圧延温度が 500℃を下回ると、表面性状が劣化すると共に平面な鋼板形状を保てなくなるため、仕上圧延温度は500 ℃以上とすることが好ましい。望ましくは 650℃以上である。
750 ℃以下での圧下率：50％以上
本発明において、750 ℃以下での圧下率は極めて重要である。フェライトは、回復し易いため、単純にフェライト域で熱間圧延しただけでは再結晶に必要な歪エネルギーが蓄積されない。そのため、回復の遅い 750℃以下で圧延を行う必要がある。この 750℃以下での圧下率が50％に満たないと、熱延板を焼鈍する場合には、再結晶に必要な歪エネルギーが蓄積されないので、750 ℃以下での圧下率を50％以上とした。そのまま冷延圧延する場合には、冷間圧延の歪に熱延板の歪が上乗せされ、実質の冷延圧下率が上昇して、ｒ値は上昇する。しかし、750 ℃以下での圧下率が50％未満では、やはり歪エネルギーの蓄積量が足りない。
本発明において、750 ℃以下での圧下率は極めて重要である。フェライトは、回復し易いため、単純にフェライト域で熱間圧延しただけでは再結晶に必要な歪エネルギーが蓄積されない。そのため、回復の遅い 750℃以下で圧延を行う必要がある。この 750℃以下での圧下率が50％に満たないと、熱延板を焼鈍する場合には、再結晶に必要な歪エネルギーが蓄積されないので、750 ℃以下での圧下率を50％以上とした。そのまま冷延圧延する場合には、冷間圧延の歪に熱延板の歪が上乗せされ、実質の冷延圧下率が上昇して、ｒ値は上昇する。しかし、750 ℃以下での圧下率が50％未満では、やはり歪エネルギーの蓄積量が足りない。
巻取り温度：550 ℃以下
フェライト域では、回復により歪エネルギーが開放される。従って、巻取り温度が 550℃を超えると歪エネルギーの開放が進行して、熱延板中に残留した歪エネルギーで再結晶することが不可能になる。そして、直接冷延する場合には、実質の蓄積歪エネルギーは少なくなる。このため、巻取り温度は 550℃以下に限定した。
フェライト域では、回復により歪エネルギーが開放される。従って、巻取り温度が 550℃を超えると歪エネルギーの開放が進行して、熱延板中に残留した歪エネルギーで再結晶することが不可能になる。そして、直接冷延する場合には、実質の蓄積歪エネルギーは少なくなる。このため、巻取り温度は 550℃以下に限定した。
熱延板焼鈍温度：600 ℃以上
冷間圧延前に熱延板を焼鈍して、一度再結晶させた後に冷間圧延を行うと、ｒ値はさらに向上する。従って、本発明では、必要に応じてこの熱延板焼鈍を実施することができる。しかしながら、熱延板焼鈍温度が 600℃未満では、熱延板が十分に再結晶しないので、焼鈍温度は 600℃以上とした。
なお、この焼鈍を行う際には、熱延板を酸洗した後焼鈍しても、焼鈍後酸洗しても問題はない。
冷間圧延前に熱延板を焼鈍して、一度再結晶させた後に冷間圧延を行うと、ｒ値はさらに向上する。従って、本発明では、必要に応じてこの熱延板焼鈍を実施することができる。しかしながら、熱延板焼鈍温度が 600℃未満では、熱延板が十分に再結晶しないので、焼鈍温度は 600℃以上とした。
なお、この焼鈍を行う際には、熱延板を酸洗した後焼鈍しても、焼鈍後酸洗しても問題はない。
酸洗処理
本発明では、熱間圧延で生成したスケールを除去した後に、冷間圧延を行う。スケールを除去せずに冷間圧延すると、スケールが鋼板の表面に押し込まれ、表面外観およびめっき密着性が劣化する。このため、冷間圧延前に酸洗を行う。熱延板焼鈍を行う場合には、焼鈍の前後どちらで酸洗してもかまわないが、スケールを焼鈍したときの剥離が表面傷を誘発する場合には、焼鈍前に酸洗を行うことが好ましい。
本発明では、熱間圧延で生成したスケールを除去した後に、冷間圧延を行う。スケールを除去せずに冷間圧延すると、スケールが鋼板の表面に押し込まれ、表面外観およびめっき密着性が劣化する。このため、冷間圧延前に酸洗を行う。熱延板焼鈍を行う場合には、焼鈍の前後どちらで酸洗してもかまわないが、スケールを焼鈍したときの剥離が表面傷を誘発する場合には、焼鈍前に酸洗を行うことが好ましい。
冷間圧下率：50％以上
本発明では、熱間仕上圧延時に歪エネルギーを蓄積させ、ｒ値向上に好適な集合組織の形成を促進させているが、熱延後、もしくは熱延板焼鈍後に50％の冷間圧延を行うことにより、さらにｒ値向上に好ましい圧延集合組織を発達させることが可能である。しかしながら、この冷間圧下率が50％未満では、集合組織に顕著な変化が認められないことから、冷間圧下率を50％以上とした。また、この冷間圧延は、熱延後に焼鈍せずに行ってもよいが、熱延板焼鈍後に行うと、さらにｒ値が向上する。
本発明では、熱間仕上圧延時に歪エネルギーを蓄積させ、ｒ値向上に好適な集合組織の形成を促進させているが、熱延後、もしくは熱延板焼鈍後に50％の冷間圧延を行うことにより、さらにｒ値向上に好ましい圧延集合組織を発達させることが可能である。しかしながら、この冷間圧下率が50％未満では、集合組織に顕著な変化が認められないことから、冷間圧下率を50％以上とした。また、この冷間圧延は、熱延後に焼鈍せずに行ってもよいが、熱延板焼鈍後に行うと、さらにｒ値が向上する。
冷延板焼鈍処理
冷間圧延板には、冷間圧延で導入された転位が多数存在するため、このままでは硬質、低延性でプレス加工には適さない。そこで、この冷間圧延板を焼鈍し、軟化させることで、延性も回復させる。焼鈍温度に特に制限はないが、 600℃以上、 900℃以下程度が好ましい。特に好ましくは 700℃以上、 900℃以下の範囲である。
冷間圧延板には、冷間圧延で導入された転位が多数存在するため、このままでは硬質、低延性でプレス加工には適さない。そこで、この冷間圧延板を焼鈍し、軟化させることで、延性も回復させる。焼鈍温度に特に制限はないが、 600℃以上、 900℃以下程度が好ましい。特に好ましくは 700℃以上、 900℃以下の範囲である。
めっき処理
燃料タンクは重要保安部品であり、腐食によりタンクに穴が開いてはならない。従って、めっきは必須である。本発明においては、燃料タンクに適しためっきを施す必要がある。例えば、Alを主体としたAl系めっき、Zn系めっき、Zn−Al系めっき、Zn−Sn系めっき等が有利に適合する。めっき法としては、電気めっきでも溶融めっきでもどちらでもかまわない。電気めっきの場合には、めっき前に焼鈍工程が入るが、焼鈍温度は 600℃から750℃が好ましい。焼鈍方法は箱焼鈍でも連続焼鈍でもかまわない。また、溶融めっきの場合には、溶融めっき前の加熱処理にこの焼鈍を兼務させればよい。この時の焼鈍温度は 700℃以上 850℃以下とするのが好ましい。さらに、めっき後にめっき層と下地鋼板を合金化させる、いわゆる合金化処理を施しても差し支えない。なお、めっきは、鋼板の少なくとも片面に施せばよい。
燃料タンクは重要保安部品であり、腐食によりタンクに穴が開いてはならない。従って、めっきは必須である。本発明においては、燃料タンクに適しためっきを施す必要がある。例えば、Alを主体としたAl系めっき、Zn系めっき、Zn−Al系めっき、Zn−Sn系めっき等が有利に適合する。めっき法としては、電気めっきでも溶融めっきでもどちらでもかまわない。電気めっきの場合には、めっき前に焼鈍工程が入るが、焼鈍温度は 600℃から750℃が好ましい。焼鈍方法は箱焼鈍でも連続焼鈍でもかまわない。また、溶融めっきの場合には、溶融めっき前の加熱処理にこの焼鈍を兼務させればよい。この時の焼鈍温度は 700℃以上 850℃以下とするのが好ましい。さらに、めっき後にめっき層と下地鋼板を合金化させる、いわゆる合金化処理を施しても差し支えない。なお、めっきは、鋼板の少なくとも片面に施せばよい。
Cu析出処理：450 ℃以上、650 ℃以下
本発明では、以上のような方法でｒ値の良好な鋼板を作製した後に、Cu析出処理を行い、ｒ値を高く維持したまま、鋼板強度を 440 MPa以上に高強度化する。ここに、Cu析出処理における処理温度が 450℃未満では、Cuは微細となるが十分な析出量が得られず、440MPa 以上の強度を確保することができない。一方、650 ℃を超えると、Cuが粗大化もしくは再固溶してやはり 440 MPa以上の引張強さを得るのが難しくなる。そこで、Cu析出処理温度は、450 ℃以上、650 ℃以下の範囲に限定した。なお、このCu析出処理は、溶融めっき時のめっき槽浸漬による温度保持や合金化による温度保持に兼務させることも可能である。
本発明では、以上のような方法でｒ値の良好な鋼板を作製した後に、Cu析出処理を行い、ｒ値を高く維持したまま、鋼板強度を 440 MPa以上に高強度化する。ここに、Cu析出処理における処理温度が 450℃未満では、Cuは微細となるが十分な析出量が得られず、440MPa 以上の強度を確保することができない。一方、650 ℃を超えると、Cuが粗大化もしくは再固溶してやはり 440 MPa以上の引張強さを得るのが難しくなる。そこで、Cu析出処理温度は、450 ℃以上、650 ℃以下の範囲に限定した。なお、このCu析出処理は、溶融めっき時のめっき槽浸漬による温度保持や合金化による温度保持に兼務させることも可能である。
表１に示す成分組成になる鋼片を、熱間圧延して熱延鋼板とした。熱間圧延時における加熱温度は1030℃とし、仕上圧延温度は 690℃、 750℃以下での圧下率は55％、巻取温度は 480℃とした。ついで、得られた熱延板を、酸洗後、830 ℃で短時間焼鈍を行ったのち、Sn−Zn溶融めっきを行った。さらに、その後、 500℃のCu析出処理を施した。
かくして得られためっき冷延鋼板から、引張方向が圧延方向と直角になるようにJIS 5号試験片を採取して引張試験を行い、鋼板強度を測定した。
また、圧延方向に平行、45°方向、直角方向にそれぞれJIS 5 号試験片を採取し、ｒ値を測定した。ｒ値の評価は、各方向のｒ値の平均値（バーｒ）で行った。圧延方向に平行なｒ値をｒ0 、同じく45°方向をｒ45、直角方向をｒ90としたとき、バーｒは、次式
バーｒ＝（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／４
で表わされる。
さらに、得られた鋼板から、円盤状のブランクを切り出し、深絞り加工を行った。そして、深絞り品の耳をトリムした後に、頂角：120 °の円錐ポンチで成型品の縁を静的に押し広げた。この時、成形温度を常温から次第に下げていき、成形により割れが生じた時の温度を脆性遷移温度とした。
鋼板のフェライト粒径および組織は、ナイタール腐食した板厚断面の光学顕微鏡組織写真（×400 倍）より切断した。上述のように、切断法（JIS G 0552）で求めたフェライト粒の切片長さを1.13倍して、フェライト粒径とした。
また、得られた鋼板を長さ：100 mm、幅：30mmに切断後、長手方向中央部で密着曲げを行い、曲げ部の外側にセロハンテープを貼着して剥がしたのち、めっきが剥離するか否かを観察し、めっきが剥離しなかったものを○、剥離したものを×として目視評価した。
得られた結果を表２に示す。
なお、表１の成分系に基づく表２の実施例は、発明例、比較例の如何にかかわらず、全てフェライト単相であった。
また、圧延方向に平行、45°方向、直角方向にそれぞれJIS 5 号試験片を採取し、ｒ値を測定した。ｒ値の評価は、各方向のｒ値の平均値（バーｒ）で行った。圧延方向に平行なｒ値をｒ0 、同じく45°方向をｒ45、直角方向をｒ90としたとき、バーｒは、次式
バーｒ＝（ｒ0 ＋２ｒ45＋ｒ90）／４
で表わされる。
さらに、得られた鋼板から、円盤状のブランクを切り出し、深絞り加工を行った。そして、深絞り品の耳をトリムした後に、頂角：120 °の円錐ポンチで成型品の縁を静的に押し広げた。この時、成形温度を常温から次第に下げていき、成形により割れが生じた時の温度を脆性遷移温度とした。
鋼板のフェライト粒径および組織は、ナイタール腐食した板厚断面の光学顕微鏡組織写真（×400 倍）より切断した。上述のように、切断法（JIS G 0552）で求めたフェライト粒の切片長さを1.13倍して、フェライト粒径とした。
また、得られた鋼板を長さ：100 mm、幅：30mmに切断後、長手方向中央部で密着曲げを行い、曲げ部の外側にセロハンテープを貼着して剥がしたのち、めっきが剥離するか否かを観察し、めっきが剥離しなかったものを○、剥離したものを×として目視評価した。
得られた結果を表２に示す。
なお、表１の成分系に基づく表２の実施例は、発明例、比較例の如何にかかわらず、全てフェライト単相であった。
表１，２において、No.1〜９, No.12〜14は発明例である。なお、No.3ではNb、No.4ではＣ，Ｎの固定元素としてのTiが添加されていない。また、No.5および８はNi、No.6は、NiとＶを添加した例である。一方、No.10 は、Cuの添加がない比較例である。
No.11からNo.15 はCu添加量の影響を示したものである。No.11 はCu添加量が少なく、No.15 はCuの添加量が本発明の上限を超えている。No.16 は、Mnが下限を下回り、No.17と18はそれぞれ、TiとNbを上限を超えて添加した例である。
No.1〜９, No.12〜14は発明例はいずれも、引張強さは 440 MPa以上、ｒ値は 2.0以上、脆性遷移温度も−30℃以下と優れた機械的性質をそなえており、まためっき剥離はなしとめっき密着性もに優れている。
これに対し、No.10 は、Cuが添加されてないため、引張強さが 440 MPaを大きく下回っており、脆性遷移温度も−10℃と高い。また、フェライト粒径が大きいため、めっき密着性にも劣っている。
No.11 は、Cu添加量が少ないことから、引張強さが 440 MPaを下回っていた。また、フェライト粒径が大きいため、めっき密着性も悪い。
No.15 は、Cu量が本発明の上限を超えているため、ｒ値が低く、脆性遷移温度も−10℃と高い。
No.16, 17, 18 はいずれも、フェライト粒径が大きいため、脆性遷移温度が高く、めっき密着性も劣っていた。
No.11からNo.15 はCu添加量の影響を示したものである。No.11 はCu添加量が少なく、No.15 はCuの添加量が本発明の上限を超えている。No.16 は、Mnが下限を下回り、No.17と18はそれぞれ、TiとNbを上限を超えて添加した例である。
No.1〜９, No.12〜14は発明例はいずれも、引張強さは 440 MPa以上、ｒ値は 2.0以上、脆性遷移温度も−30℃以下と優れた機械的性質をそなえており、まためっき剥離はなしとめっき密着性もに優れている。
これに対し、No.10 は、Cuが添加されてないため、引張強さが 440 MPaを大きく下回っており、脆性遷移温度も−10℃と高い。また、フェライト粒径が大きいため、めっき密着性にも劣っている。
No.11 は、Cu添加量が少ないことから、引張強さが 440 MPaを下回っていた。また、フェライト粒径が大きいため、めっき密着性も悪い。
No.15 は、Cu量が本発明の上限を超えているため、ｒ値が低く、脆性遷移温度も−10℃と高い。
No.16, 17, 18 はいずれも、フェライト粒径が大きいため、脆性遷移温度が高く、めっき密着性も劣っていた。
Ｃ：0.0019％、Si：0.01％、Mn：0.23％、Ｐ：0.014 ％、Ｓ：0.008 ％、Ti：0.065 ％、Nb：0.012 ％、Cu：0.98％、Ｎ：0.0020％、Al：0.031 ％、Ni：0.55％およびＢ：0.0004％を含有する組成になる鋼片を、表３のNo.1〜9 に示す条件で、熱間圧延−（熱延板焼鈍）−冷間圧延−焼鈍−溶融めっき−Cu析出処理を行った。
また、Ｃ：0.0020％、Si：0.02％、Mn：0.18％、Ｐ：0.014 ％、Ｓ：0.007 ％、Ti：0.066 ％、Nb：0.009 ％、Cu：1.11％、Ｎ： 0.0018 ％、Al：0.054 ％、Ni：0.51％およびＢ：0.0007％を含有する組成になる鋼片を、表３の No.10〜16に示す条件で、熱間圧延−（熱延板焼鈍）−冷間圧延−焼鈍−溶融めっき−Cu析出処理を行った。
かくして得られためっき冷延鋼板のフェライト粒径、引張強さ（ＴＳ）、ｒ値、脆性遷移温度およびめっき密着性について調べた結果を表３に併記する。
なお、表３の実施例は、発明例、比較例の如何にかかわらず、全てフェライト単相であった。
また、Ｃ：0.0020％、Si：0.02％、Mn：0.18％、Ｐ：0.014 ％、Ｓ：0.007 ％、Ti：0.066 ％、Nb：0.009 ％、Cu：1.11％、Ｎ： 0.0018 ％、Al：0.054 ％、Ni：0.51％およびＢ：0.0007％を含有する組成になる鋼片を、表３の No.10〜16に示す条件で、熱間圧延−（熱延板焼鈍）−冷間圧延−焼鈍−溶融めっき−Cu析出処理を行った。
かくして得られためっき冷延鋼板のフェライト粒径、引張強さ（ＴＳ）、ｒ値、脆性遷移温度およびめっき密着性について調べた結果を表３に併記する。
なお、表３の実施例は、発明例、比較例の如何にかかわらず、全てフェライト単相であった。
No.1〜４は発明例である。No.1と２は、熱延板焼鈍を行わない例であり、No.3と４は熱延板焼鈍を行った例である。いずれも本発明例であるが、熱延板焼鈍を施したNo.3, ４の方が熱延板焼鈍を行わないNo.1, ２よりもｒ値が優れていた。 No.5は、冷間圧延を行わない比較例であり、ｒ値が 2.0未満であった。
No.6は、仕上圧延温度（FT）が高い例であり、フェライト粒が粗大化して、ｒ値が低く、脆性遷移温度は高く、めっき密着性も劣っていた。
No.7は、熱間圧延時におてる 750℃以下での圧下率が低い例であり、フェライト粒が粗大化して、ｒ値が低く、脆性遷移温度も高く、めっき密着性も劣っていた。
No.8は、加熱温度が高い例であり、フェライト粒径が20μm を超えたため、ｒ値が低く、脆性遷移温度も高く、めっき密着性も劣っていた。
No.9は、巻取り温度が高い例であり、熱延板中における歪エネルギーが不十分なため、ｒ値が低く、フェライト粒も粗大化し、脆性遷移温度も高かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
No.10 と11は、発明例であり、熱延板焼鈍を施した No.11の方が熱延板焼鈍を行わないNo.10 もｒ値が優れていた。
No.12 は、巻取り温度が高い例であり、熱延板中における歪エネルギーが不十分なため、ｒ値が低く、フェライト粒も粗大化し、脆性遷移温度も高かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
No.13 〜16は、Cu析出温度の変化による加工性および耐二次加工脆性の変化を示したものである。低温で処理した No.13は、引張強さが 440 MPa未満であった。 No.14および15は、本発明の範囲にあることから、引張強さは 440 MPa以上、ｒ値は 2.0以上、脆性遷移温度も−30℃以下と、良好な値を呈した。また、めっき密着性も良好であった。No.16 は、高温で処理したため、Cu粒子が粗大化してしまい、引張強さが低く、フェライト粒も粗大化してしまい、脆性遷移温度も低かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
No.6は、仕上圧延温度（FT）が高い例であり、フェライト粒が粗大化して、ｒ値が低く、脆性遷移温度は高く、めっき密着性も劣っていた。
No.7は、熱間圧延時におてる 750℃以下での圧下率が低い例であり、フェライト粒が粗大化して、ｒ値が低く、脆性遷移温度も高く、めっき密着性も劣っていた。
No.8は、加熱温度が高い例であり、フェライト粒径が20μm を超えたため、ｒ値が低く、脆性遷移温度も高く、めっき密着性も劣っていた。
No.9は、巻取り温度が高い例であり、熱延板中における歪エネルギーが不十分なため、ｒ値が低く、フェライト粒も粗大化し、脆性遷移温度も高かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
No.10 と11は、発明例であり、熱延板焼鈍を施した No.11の方が熱延板焼鈍を行わないNo.10 もｒ値が優れていた。
No.12 は、巻取り温度が高い例であり、熱延板中における歪エネルギーが不十分なため、ｒ値が低く、フェライト粒も粗大化し、脆性遷移温度も高かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
No.13 〜16は、Cu析出温度の変化による加工性および耐二次加工脆性の変化を示したものである。低温で処理した No.13は、引張強さが 440 MPa未満であった。 No.14および15は、本発明の範囲にあることから、引張強さは 440 MPa以上、ｒ値は 2.0以上、脆性遷移温度も−30℃以下と、良好な値を呈した。また、めっき密着性も良好であった。No.16 は、高温で処理したため、Cu粒子が粗大化してしまい、引張強さが低く、フェライト粒も粗大化してしまい、脆性遷移温度も低かった。また、めっき密着性にも劣っていた。
Claims (5)
- 質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成になり、フェライト単相でかつフェライト粒径が20μm 以下の鋼組織を有し、引張強さが 440 MPa以上で、表面にめっき層をそなえることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。 - 請求項１において、鋼組成が、さらに質量％で、
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板。 - 質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取り、ついで酸洗後、圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。 - 質量％で、
Ｃ：0.01％以下、
Si：0.5 ％以下、
Mn：0.15％以上、0.5 ％以下、
Ｐ：0.03％以下、
Ｓ：0.02％以下、
Al：0.1 ％以下、
Ｎ：0.006 ％以下、
Cu：0.5 ％以上、2.0 ％以下および
Ｂ：0.0002％以上、0.0025％以下、
を含み、かつ
Ti：0.01％以上、0.1 ％未満および
Nb：0.07％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有し、残部はFeおよび不可避不純物の組成よりなる鋼片を、950℃超え、1100℃未満の温度に加熱したのち、仕上圧延温度：750℃未満、750 ℃以下における圧下率：50％以上の条件で熱間圧延し、550 ℃以下の温度で巻き取ったのち、600 ℃以上の温度での焼鈍、そして酸洗を施し、ついで圧下率：50％以上の冷間圧延を行ったのち、焼鈍処理およびめっき処理を施し、さらに450℃以上、650℃以下の温度でCuの析出処理を行うことを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。 - 請求項３または４において、鋼片の組成が、さらに質量％で、
Ｖ：0.1 ％以下および
Ni：0.2 ％以上、1.0 ％以下
のうちから選んだ１種または２種を含有する組成になることを特徴とする、耐二次加工脆性およびめっき密着性に優れた高成形性燃料タンク用めっき冷延鋼板の製造方法。
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