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WO2013099712A1 - 低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 - Google Patents

低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法 Download PDF

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WO2013099712A1
WO2013099712A1 PCT/JP2012/082845 JP2012082845W WO2013099712A1 WO 2013099712 A1 WO2013099712 A1 WO 2013099712A1 JP 2012082845 W JP2012082845 W JP 2012082845W WO 2013099712 A1 WO2013099712 A1 WO 2013099712A1
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WO
WIPO (PCT)
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hot
steel sheet
dip
corrosion resistance
plating
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/JP2012/082845
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
寛哲 佐藤
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Nippon Steel Corp
Original Assignee
Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp filed Critical Nippon Steel and Sumitomo Metal Corp
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Priority to MX2014007786A priority patent/MX362214B/es
Priority to CN201280064349.0A priority patent/CN104011243B/zh
Priority to JP2013551638A priority patent/JP5574061B2/ja
Priority to BR112014015440A priority patent/BR112014015440A8/pt
Priority to US14/368,229 priority patent/US20140370330A1/en
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    • C23C2/04—Hot-dipping or immersion processes for applying the coating material in the molten state without affecting the shape; Apparatus therefor characterised by the coating material
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    • C23C28/00—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D
    • C23C28/02—Coating for obtaining at least two superposed coatings either by methods not provided for in a single one of groups C23C2/00 - C23C26/00 or by combinations of methods provided for in subclasses C23C and C25C or C25D only coatings only including layers of metallic material
    • Y—GENERAL TAGGING OF NEW TECHNOLOGICAL DEVELOPMENTS; GENERAL TAGGING OF CROSS-SECTIONAL TECHNOLOGIES SPANNING OVER SEVERAL SECTIONS OF THE IPC; TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC CROSS-REFERENCE ART COLLECTIONS [XRACs] AND DIGESTS
    • Y10—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER USPC
    • Y10T—TECHNICAL SUBJECTS COVERED BY FORMER US CLASSIFICATION
    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
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    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12785—Group IIB metal-base component
    • Y10T428/12792—Zn-base component
    • Y10T428/12799—Next to Fe-base component [e.g., galvanized]

Definitions

  • the present invention relates to a hot-dip hot-dip steel sheet for press working applied to the fields of automobiles and home appliances and a manufacturing method thereof, and in particular, high hot-dip hot stamping for press working that is excellent in low-temperature toughness and corrosion resistance and suitable for an automobile fuel tank. It is related with a strength steel plate and its manufacturing method.
  • IF Interstitial-Free steel, in which carbonitride-forming elements such as Ti and Nb are added to ultra-low carbon steel, P, Si, and High strength IF steel was developed by adding solid solution strengthening elements such as Mn.
  • the fuel tank is manufactured by seam welding the upper and lower cup-shaped parts at the flange part, but the seam welded part of the fuel tank has a wrinkle-like shape (flanged hands together as shown in FIG. 6).
  • welding seam weld or “welcome weld”
  • stress tends to concentrate on the weld, and as a result, the toughness tends to decrease and the tensile strength tends to decrease.
  • Patent Document 1 in order to avoid secondary work embrittlement due to grain boundary segregation, in Ti-added IF steel, P is reduced as much as possible, and Mn and Si are added in a corresponding amount to prevent secondary work embrittlement. A technique for obtaining a high-strength steel sheet excellent in resistance is proposed.
  • Patent Document 2 proposes a technique for adding B in addition to the addition of Ti and Nb in an ultra-low carbon steel sheet to increase the grain boundary strength and to improve the secondary work brittleness resistance.
  • the amount of B is optimized for the purpose of improving secondary work embrittlement resistance and preventing an increase in load during hot rolling accompanying a delay in recrystallization of austenite grains.
  • Patent Documents 3 to 5 propose several proposals for the purpose of improving weldability.
  • Patent Document 3 is to carburize an ultra-low carbon steel sheet to which Ti and / or Nb has been added during annealing to form martensite and bainite structures on the surface layer, thereby improving spot weldability. is there.
  • Patent Document 4 adds Cu to ultra-low carbon steel, expands the heat affected zone during welding, and increases the strength of the spot welded joint.
  • Patent Document 5 is a technique for preventing fatigue strength deterioration by refining the structure of the welded part and the heat-affected part by the pinning effect of Mg oxide and / or Mg sulfide.
  • Non-Patent Document 1 discloses a technique for improving the toughness of a heat affected zone of a welded portion by finely dispersing TiN in a thick steel plate.
  • a steel sheet which is superior in strength and secondary work brittleness resistance by adding B and optimizing the addition balance of Mn-P (see, for example, Patent Document 8).
  • a technique of adding B, Ti, and Nb to improve secondary work embrittlement resistance is also disclosed (see, for example, Patent Document 9).
  • Patent Document 10 a technique for improving the tensile strength of the prayer-like welded part specific to the fuel tank (see, for example, Patent Document 10), and a technique for deep drawing or high-strength steel sheets for press working (for example, see Patent Documents 11 to 15) Is disclosed.
  • the steel sheets produced by the methods described in Patent Documents 1 and 2 have good workability, but are particularly resistant to secondary molding when press forming is performed under severe conditions such as complicated fuel tank shape processing conditions. There is a problem that the work brittleness is insufficient and the strength of the welded joint of the welded joint is low.
  • the method of carburizing during annealing described in Patent Document 3 is that in an actual production facility, the plate feed speed, the atmospheric gas composition, and the temperature are not constant, and the amount of carburization changes, so that the steel plate can be produced stably. There is a problem that it is difficult to do.
  • Patent Document 4 has a problem in that a surface defect occurs due to the addition of Cu and the yield decreases.
  • the methods described in Patent Document 5 and Non-Patent Document 1 are effective in arc welding or the like in which the cooling rate after welding is relatively slow, but there is a problem in that it is not effective in seam welding or the like in which the cooling rate is high.
  • Patent Document 5 and Non-Patent Document 1 are different in composition from the thin steel plates for fuel tanks, and also have different welded shapes, so that they cannot be immediately applied to fuel tanks.
  • the steel sheets described in Patent Documents 6 and 7 have good hot dip galvanizing properties, there is a problem that weldability and secondary work brittleness resistance are insufficient.
  • Patent Document 9 Since the technique described in Patent Document 9 uses a large amount of Ti from the viewpoint of improving formability, the strength and toughness of the weld cannot be sufficiently ensured, and the amount of Ti added is appropriate. However, since there is little Nb, there exists a problem that workability is not fully securable.
  • Patent Document 10 The technique using laser welding described in Patent Document 10 is difficult to apply to seam welding of a fuel tank. Further, Patent Document 10 does not disclose a technique for improving welded portion characteristics by improving base material characteristics.
  • the techniques for improving the base material characteristics described in Patent Documents 11 and 12 have a problem that the corrosion resistance and workability of the base material are low, and in addition, depending on the welding conditions, the toughness of the wavy seam weld is low.
  • Patent Documents 13 and 14 have a problem that the toughness of the wavy seam weld is low depending on the welding conditions. Furthermore, the technique described in Patent Document 13 has a problem that it causes a decrease in workability.
  • Patent Document 15 Since the technology described in Patent Document 15 has a large amount of Si contained in the steel sheet, due to this, there is a tendency that a scale layer is strongly formed on the surface of the steel sheet. ⁇ In many cases, it is necessary to strictly control pickling conditions or surface grinding with a heavy grinding brush. Under ordinary degreasing and pickling conditions, stable hot-dip steel sheets with excellent corrosion resistance can be obtained. Thus, there is a problem that it is difficult to manufacture.
  • the conventional knowledge includes knowledge that improves secondary work brittleness resistance and knowledge that improves the toughness of welds in the field of thick steel sheets.
  • processing steps for example, pressing
  • heat-affected steps for example, seam welding
  • the present invention has been made in view of such problems, and the problems thereof are tensile strength of 340 MPa to less than 540 MPa, press formability applicable to the automotive field, particularly fuel tanks, and excellent low temperature. It is to provide a hot-dip plated high-strength steel sheet for press working having secondary work brittleness resistance, excellent interdigital weld toughness, and excellent corrosion resistance, and a method for producing the same.
  • the present invention relates to the influence of Ti, B, P and Al on the toughness and secondary work brittleness resistance of a pitted seam weld, which is peculiar to fuel tanks, and the influence of Si on the corrosion resistance. It was made based on the results of the examination and the summary is as follows.
  • the cold-rolled steel sheet is mass%, C: 0.0005 to 0.0050%, Si: 0.30% or less, Mn: 0.70 to 3.00%, P: 0.05% or less, Ti: 0.01 to 0.05%, Nb: 0.01 to 0.04%, B: 0.0005 to 0.0030%, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.30%, and N: 0.0005 to 0.010% is contained, the balance is Fe and inevitable impurities,
  • the Ti content (%) is [Ti]
  • the B content (%) is [B]
  • the P content (%) is [P]
  • TB * defined by the following formula ⁇ A> is 0.03 to 0
  • TB * (0.11- [
  • the cold-rolled steel sheet is further in mass%, Cu: 0.005 to 1%, Ni: 0.005 to 1% Cr: 0.005 to 1%, and Mo: One or more of 0.0005 to 1% is contained.
  • the hot-dip plating layer is composed of Zn: 1.0 to 8.8% by mass, the remainder Sn and inevitable impurities, and the amount of plating is 10 to 150 g / m 2 per side.
  • the secondary work brittleness resistance after processing the high-strength steel sheet with a drawing ratio of 1.9 is ⁇ 50 ° C. or less, according to any one of (1) to (3), Hot-dip plated high-strength steel sheet for press work with excellent low-temperature toughness and corrosion resistance.
  • the slab is heated at 1050 to 1245 ° C. within 5 hours, and then hot rolled at a finishing temperature of Ar 3 to 910 ° C. to form a hot rolled steel sheet, and then wound at a temperature of 750 ° C.
  • hot dip plating of Zn 1.0 to 8.8% by mass, the balance Sn and unavoidable impurities, and a plating adhesion amount of 10 to 150 g / m 2 per side.
  • the tensile strength of 340 MPa or more and less than 540 MPa the automotive field, particularly press formability applicable to fuel tanks, excellent secondary work brittleness resistance at low temperatures and tough welded portion toughness, It is possible to provide a hot-dip hot-dip steel sheet for press working having high corrosion resistance.
  • (A) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the base steel plate
  • (b) is an energy dispersive X-ray of the composite oxide remaining on the surface of the base steel plate located at the tip of the arrow shown in (a)
  • ( EDX) analysis results are shown. It is a figure which shows the spectrum of the complex oxide which remains on the surface of the base steel plate surface after degreasing and pickling, and just before plating.
  • (A) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the base steel plate
  • (b) is an energy dispersive X-ray of the composite oxide remaining on the surface of the base steel plate located at the tip of the arrow shown in (a) ( EDX) analysis results are shown.
  • (A) shows the SEM photograph of a torn surface
  • (b) shows the enlarged SEM photograph of the part enclosed by the square in (a). It is a figure which shows the test method which evaluates secondary work brittleness resistance. It is a figure which shows the influence of P amount and B amount which give to secondary work brittleness resistance.
  • the inventor of the present invention says, “to obtain a hot-dip hot-plated steel sheet for press working having excellent press formability, excellent secondary work brittleness resistance at low temperatures and tough weld joint toughness, and excellent corrosion resistance”. We have intensively studied methods for solving problems that are difficult to solve with technology.
  • the hot-dip hot-plated steel sheet for press working (hereinafter sometimes referred to as “the present invention steel sheet”) having excellent low-temperature toughness and corrosion resistance according to the present invention has been made based on the above findings, and is melted on the surface of the cold-rolled steel sheet.
  • the cold-rolled steel sheet is, by mass%, C: 0.0005 to 0.0050%, Si: 0.30% or less, Mn: 0.70 to 3.00%, P : 0.05% or less, Ti: 0.01 to 0.05%, Nb: 0.01 to 0.04%, B: 0.0005 to 0.0030%, S: 0.01% or less, Al: 0.01 to 0.30% and N: 0.0005 to 0.010%, the balance is Fe and inevitable impurities, Ti content (%) is [Ti], B content (% ) Is [B] and the P content (%) is [P], TB * defined by the following formula ⁇ A> is 0.
  • % shown by a component composition means the mass%.
  • C 0.0005 to 0.0050%
  • C is an important element that combines with Nb and Ti to form carbides and contributes to improvement in strength. Even if the amount of C is small, the strength can be supplemented by other strengthening methods. However, if it is less than 0.0005%, it is difficult to ensure the strength, and the decarburization cost during steelmaking increases. Is 0.0005%. Preferably it is 0.0010% or more.
  • the C content exceeds 0.0050%, even if Ti and Nb for fixing C are added, the workability is lowered and the toughness of the wavy seam weld is lowered. 0050%.
  • the C content is preferably 0.0030% or less.
  • Si 0.30% or less Si is an element that contributes to improvement in strength by solid solution strengthening, but the present inventor conducted a salt spray test (SST) performed in a severer environment than the environment of an actual fuel tank. And the upper limit of Si was set based on the result.
  • SST salt spray test
  • the inventor diligently studied the mechanism of red rust on the steel sheet surface based on the results of the salt spray test (SST). As a result, on the surface of the steel sheet, there is a "micro oxide” that is estimated to remain after degreasing and pickling just before plating, behind the minute plating defects that are estimated to deteriorate the corrosion resistance. I found out.
  • FIG. 3 shows the state of the surface of the base steel sheet immediately after plating after degreasing and pickling, and the spectrum of the complex oxide remaining on the surface.
  • FIG. 3 (a) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the base steel plate
  • FIG. 3 (b) is a view of the complex oxide remaining on the surface of the base steel plate located at the tip of the arrow shown in FIG. 3 (a).
  • An energy dispersive X-ray (EDX) analysis result is shown.
  • the composite oxide remaining on the surface of the base steel plate in FIG. 3A has a size of about 2 ⁇ m.
  • FIG. 1 is a treatment stage before degreasing and pickling applied to the base steel sheet of FIG. 3, and shows the aspect of the surface of the base steel sheet after annealing and the spectrum of the complex oxide remaining on the surface.
  • FIG. 1A is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the base steel sheet
  • FIG. 1B is a view of the complex oxide remaining on the surface of the base steel sheet located at the tip of the arrow shown in FIG.
  • An energy dispersive X-ray (EDX) analysis result is shown.
  • FIG. 2 shows a treatment stage before annealing performed on the base steel sheet of FIG. 1, and an aspect of the surface of the base steel sheet after pickling after hot rolling and a spectrum of oxide remaining on the surface.
  • FIG. 2 (a) is a scanning electron microscope (SEM) photograph of the surface of the base steel plate
  • FIG. 2 (b) is a view of the complex oxide remaining on the surface of the base steel plate located at the tip of the arrow shown in FIG. 2 (a).
  • An energy dispersive X-ray (EDX) analysis result is shown.
  • FIG. 2 shows an oxide remaining on the surface of a steel sheet after pickling after hot rolling, and the oxide is an oxide of only Si.
  • the oxide remaining on the surface of the steel sheet after annealing by CAPL continuous annealing apparatus
  • CAPL continuous annealing apparatus
  • the area ratio of the oxide remaining on the steel sheet surface is 3% or less of the entire surface, the size of each oxide becomes minute, and the surface steel sheet surface in this surface state As a result, it was found that the surface defects are reduced and the corrosion resistance of the hot-dip plated steel sheet is remarkably improved. It has been found that in order to make the oxide area ratio 3% or less, Si needs to be 0.3% or less.
  • the present inventor has the relationship between “Si content of steel sheet” and “area ratio of oxide remaining on steel sheet surface after degreasing and pickling and immediately before plating” and “area ratio of oxide” The relationship of “SST red rust occurrence rate” was investigated.
  • FIG. 4 shows the relationship between “Si content of steel sheet” and “area ratio of oxide remaining on the steel sheet surface after degreasing and pickling and immediately before plating”.
  • FIG. 5 shows a relationship between the “oxide area ratio” and the “SST red rust occurrence rate”. 4 and FIG. 5, the component composition of the steel plate is as follows: C: 0.0005 to 0.0050%, Si: 1.5% or less, Mn: 0.70 to 3.00%, P: 0.00. 05% or less, Ti: 0.01 to 0.05%, Nb: 0.01 to 0.04%, B: 0.0005 to 0.0030%, S: 0.01% or less, Al: 0.01 -0.30% and N: 0.0005-0.010%, with the balance being Fe and inevitable impurities.
  • the upper limit of Si is 0.30%. Preferably it is 0.25% or less. If Si is 0.25% or less, the “area ratio of oxide” can be reduced to 2% or less (see FIG. 4), and the “SST red rust occurrence rate” can be reduced to less than 6% (FIG. 4). 5).
  • the upper limit of Si is more preferably 0.20% or less.
  • Si 0.30% or less it is possible to remove scales (oxides) generated on the surface of the base steel plate without the need for grinding with a heavy grinding brush that is usually used with hot-dip galvanized steel plates, and corrosion resistance. Will improve. Since biofuel is highly corrosive, a hot-dip galvanized steel sheet having a Si content of 0.30% or less is suitable as a steel sheet for a biofuel tank.
  • the lower limit of Si is preferably 0.01%, more preferably 0.02%, from the viewpoint of improvement in strength due to solid solution strengthening and improvement in workability.
  • Mn 0.70 to 3.00% Mn, like Si, is an element that contributes to improving strength by solid solution strengthening and / or refinement of the structure, and is intended to improve secondary work brittleness resistance, weld zone toughness, and hot dipping properties. It is an important element for increasing the strength of the invention steel plate.
  • the lower limit of Mn content is set to 0.70%, preferably 1.00% or more. If the Mn content is 1.00% or more, the structure of the steel sheet can be controlled even if the hot rolling finishing temperature is lowered to 910 ° C. or less, and as a result, the low temperature toughness can be improved.
  • the Mn content exceeds 3.00%, the in-plane anisotropy of the r value, which is an index of deep drawability, increases, press formability is impaired, and Mn oxide is generated on the steel sheet surface. Since the hot dipping property is impaired, the upper limit is made 3.00%, preferably 2.50% or less.
  • P 0.05% or less P is an element that contributes to improvement in strength due to solid solution strengthening with little deterioration in workability, but segregates at grain boundaries to deteriorate secondary work embrittlement resistance and weld. It is also an element that causes solidification segregation in the part and deteriorates the toughness of the welded seam weld.
  • P is an element that segregates on the surface of the steel sheet due to the thermal history up to the time of hot dipping and deteriorates hot dipping properties. If the P content exceeds 0.05%, these segregations occur, so the upper limit is made 0.05%, preferably 0.04% or less, more preferably 0.035% or less.
  • the lower limit of the P content does not need to be specified, but if the P content is reduced to less than 0.005%, the refining cost increases, so the P content is preferably 0.005% or more. Further, in terms of securing strength, the P content is preferably 0.02% or more.
  • Ti 0.01 to 0.05% Ti has a strong affinity for C and N, forms carbonitrides during solidification or hot rolling, reduces C and N dissolved in steel, and contributes to improvement of workability It is. If the Ti content is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained, so the lower limit of the Ti content is 0.01%, preferably 0.015% or more.
  • the upper limit is made 0.05%, preferably 0.04%.
  • Nb 0.01 to 0.04% Nb, like Ti, has a strong affinity for C and N, forms carbonitrides during solidification or hot rolling, reduces C and N dissolved in the steel, and improves workability. It is an element that contributes to improvement. If the Nb content is less than 0.01%, the effect of addition cannot be obtained. Therefore, the lower limit of the Nb content is set to 0.01%, preferably 0.02% or more.
  • Nb content exceeds 0.04%, the recrystallization temperature becomes high, high temperature annealing is required, and the toughness of the welded joint of the welded joint, that is, the toughness of the wavy seam welded part deteriorates.
  • the upper limit of Nb content is 0.04%, preferably 0.035% or less.
  • B 0.0005 to 0.0030% B is an element that segregates at the grain boundary, increases the grain boundary strength, and contributes to the improvement of the secondary work brittleness resistance. If the B content is less than 0.0005%, the effect of addition cannot be obtained, so the lower limit of the B content is set to 0.0005%, preferably 0.0008% or more, and more preferably 0.0010% or more.
  • the ferrite transformation is suppressed by segregation at the ⁇ grain boundary during welding, and the structure of the welded portion and the heat-affected zone becomes a low-temperature transformation-generated structure.
  • the heat-affected zone hardens and the toughness deteriorates.
  • the toughness of the wavy seam weld deteriorates, so the upper limit of the B content is set to 0.0030%.
  • the upper limit of the B content is 0.0030%.
  • the upper limit of the B content is set to 0.0030%, preferably 0.0025% or less from this point.
  • S 0.01% or less S is an inevitably mixed impurity, which forms a precipitate by combining with Mn and Ti, and deteriorates workability. Therefore, it is restricted to 0.01% or less, preferably 0.005% or less.
  • the lower limit of the S content includes 0%, but if the S content is reduced to less than 0.0001%, the production cost increases, so the S content is preferably 0.0001% or more, more preferably 0.001. % Or more.
  • Al 0.01 to 0.30%
  • Al is an element used as a deoxidizer during refining of steel, but if the Al content is too high, it is also an element that deteriorates the low temperature toughness and secondary work brittleness resistance of the welded portion. It is important to regulate the Al content. If the Al content is less than 0.01%, the deoxidation effect cannot be obtained, so the lower limit of the Al content is 0.01%, preferably 0.03% or more.
  • the upper limit of the Al content is 0.30%, preferably 0.20% or less, More preferably, it is less than 0.10%, and optimally 0.075% or less.
  • N 0.0005 to 0.010%
  • N is an element that is inevitably mixed during the refining of steel, and forms nitrides with Ti, Al, and Nb, and does not adversely affect workability, but deteriorates the toughness of the welded portion. % Or less, preferably 0.007% or less.
  • the lower limit of the N content is set to 0.0005%, preferably 0.0010% or more.
  • the present inventor has defined a TB * (combination seam) defined by the above formula ⁇ A>, where Ti content affecting the toughness of the seam welded portion is [Ti] and B content is [B]. It has been found that the tensile strength of the worship seam weld decreases as the strength index of the weld decreases.
  • the melted steel was heated at 1200 ° C. for 1 hour and then subjected to hot rolling, and the hot rolling was finished at a finishing temperature of 880 to 910 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 3.7 mm.
  • the hot-rolled sheet was pickled and then subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • This cold-rolled sheet was annealed at 800 ° C. for 60 seconds, and then Fe—Ni plating was applied at 1 g / m 2 , and then Sn—Zn plating was applied by a flux method.
  • Fe—Ni plating bath a Ni plating watt bath added with 100 g / L of iron sulfate was used. A ZnCl 2 —NH 4 Cl aqueous solution was applied by a roll as a flux. Plating was performed in a Sn—Zn plating bath containing 7 wt% Zn. The bath temperature was 280 ° C. After plating, the amount of plating adhesion was adjusted by gas wiping.
  • the hot-plated steel sheet was subjected to a Cr 3+ main treatment to obtain a hot-dip plated steel sheet.
  • the toughness of the wavy seam weld was evaluated. Evaluation was performed as follows.
  • the bent hot-dip galvanized steel sheets 1a and 1b were seam welded to face each other in a wrinkle shape, and a test piece having a welded portion 2 (a wrinkled seam weld portion) was produced.
  • the horizontal portions of the hot-dip galvanized steel plates 1a and 1b are fixed with a chuck, and at various temperatures, 200 mm / min. After pulling at a speed of (peel test) and breaking, the fracture surface was investigated. The temperature at which the brittle fracture surface and the ductile fracture surface were 50% each on the fracture surface was defined as the ductile-brittle transition temperature (° C.).
  • Fig. 7 shows the effect of Ti and B contents on the ductile-brittle transition temperature of the wavy seam weld, with the B content (ppm) on the horizontal axis and the Ti content (%) on the vertical axis.
  • the ductile-brittle transition temperature is preferably a temperature range with an upper limit equivalent to the lowest temperature ( ⁇ 40 ° C.) in a cold region where an automobile is used, that is, ⁇ 40 ° C. or lower, more preferably ⁇ 50 ° C. or lower. .
  • the ductile-brittle transition temperature can be ⁇ 40 ° C. or less, and if it is 0.035 or more, Can be -50 ° C or lower.
  • TB * (0.11- [Ti]) / (ln ([B] ⁇ 10000))... ⁇ A>
  • FIG. 8 shows the production of a cold-rolled steel sheet with Ti content of 0.1% and over 0.05%, and other components within the scope of the present invention.
  • FIG. 8A shows an example of a fractured surface when broken by applying an impact
  • FIG. 8A shows a fractured surface when broken
  • FIG. 8B shows a portion surrounded by a square in FIG. 8A.
  • It shows an enlarged fracture surface.
  • TiN TiN of about 2 to 3 ⁇ m is formed, which is considered to be the starting point of fracture.
  • TB * is set to 0.03 or more. Preferably it is 0.035 or more.
  • the upper limit of TB * is 0.06 from the range of Ti amount and B amount.
  • the present inventor has C: 0.0005 to 0.0050%, Si: 0.30% or less, Mn: 0.70 to 3.00%, P: 0.09% or less, Ti: 0.01 to 0 0.05%, Nb: 0.01-0.04%, B: 0.0030% or less, S: 0.01% or less, Al: 0.01-0.30%, N: 0.0005-0. Steel whose composition was changed in the range of 010% was melted in a vacuum melting furnace.
  • the melted steel was heated at 1200 ° C. for 1 hour and then subjected to hot rolling, and the hot rolling was finished at a finishing temperature of 880 to 910 ° C. to obtain a hot rolled sheet having a thickness of 3.7 mm.
  • the hot-rolled sheet was pickled and then subjected to cold rolling to obtain a cold-rolled sheet having a thickness of 1.2 mm.
  • This cold-rolled sheet was annealed at 800 ° C. for 60 seconds, and then Fe—Ni plating was applied at 1 g / m 2 , and then Sn—Zn plating was applied by a flux method.
  • Fe—Ni plating bath a Ni plating watt bath added with 100 g / L of iron sulfate was used. A ZnCl 2 —NH 4 Cl aqueous solution was applied by a roll as a flux. Plating was performed in a Sn—Zn plating bath containing 7 wt% Zn. The bath temperature was 280 ° C. After plating, the amount of plating adhesion was adjusted by gas wiping.
  • the hot-plated steel sheet was subjected to a Cr 3+ main treatment to obtain a hot-dip plated steel sheet.
  • the secondary work brittleness resistance was investigated. The survey was conducted as follows.
  • FIG. 9 shows a test method for evaluating secondary work brittleness resistance.
  • the throttle cup 3 is placed upside down on a truncated cone 4 having a base angle of 30 °, and a weight 5 weighing 5 kg is dropped from a position of 1 m in height under various temperature conditions. The lowest temperature (secondary work brittleness resistance) at which no cracking occurred in the drawn cup was investigated.
  • the results are shown in FIG. 10 as the effects of P amount (%) and B amount (ppm) on secondary work brittleness resistance.
  • the processing of steel plates for fuel tanks is normally performed at a drawing ratio equivalent to 1.9 or less, so the secondary work brittleness temperature after forming at a drawing ratio of 1.9 is the lowest temperature in a cold region where automobiles are used. It is preferable that the temperature range is equivalent to ( ⁇ 40 ° C.), that is, ⁇ 40 ° C. or less, and more preferably ⁇ 50 ° C. or less.
  • the contents of Cu, Ni and Cr are preferably 0.005% or more, more preferably 0.01% or more, so that the effect of addition is obtained.
  • the Mo content is set to 0.0005% or more, preferably 0.001% or more, from which an effect of addition is obtained.
  • Cu, Ni, Cr and Mo exceeds 1%, secondary work embrittlement resistance and toughness of the wrinkled seam welded portion are lowered and the alloy cost is increased, so Cu, Ni, Cr and The Mo content is 1% or less, preferably 0.5% or less, more preferably, Cu and Mo contents are both 0.25% or less, and Ni and Cr contents are both 0. 4% or less.
  • the balance of the steel sheet of the present invention is Fe and inevitable impurities.
  • the steel sheet of the present invention has the above component composition, has a tensile strength of 340 MPa or more and less than 540 MPa, press formability applicable to the automotive field, particularly a fuel tank, and is excellent in low temperature toughness. . Therefore, according to the steel sheet of the present invention, fuel efficiency can be improved by reducing the weight of the vehicle body, and in particular, the fuel tank can be reduced in weight and complexity. This effect is an extremely large effect industrially.
  • a raw material whose amount of each element is adjusted so as to have the above component composition is put into a converter or an electric furnace, and vacuum degassing treatment is performed to manufacture a slab.
  • This slab is heated at 1050 to 1245 ° C. within 5 hours, hot rolling is finished at a finishing temperature Ar 3 to 910 ° C. to obtain a hot rolled steel sheet, and then wound at a coiling temperature of 750 ° C. or less to obtain a hot rolled coil.
  • the heating temperature of the slab needs to be 1050 ° C. or higher in order to ensure the rolling temperature, in order to suppress the formation of coarse TiN that causes a decrease in toughness, and to suppress the coarsening of austenite grains, Furthermore, in order to suppress the heating cost, the temperature is set to 1245 ° C. or less, and the heating time is set to 5 hours or less.
  • Patent Documents 13 and 14 are techniques for improving the characteristics of the base material. However, depending on the heating conditions and TB * conditions, the toughness of the wavy seam welded portion decreases.
  • the hot rolling finishing temperature is less than Ar 3 , the workability of the steel sheet is impaired, so the finishing temperature is set to Ar 3 or higher.
  • the finishing temperature of hot rolling is set to 910 ° C. or lower, the steel sheet structure can be controlled and the low temperature toughness can be improved.
  • coiling temperature shall be 750 degrees C or less.
  • the hot-rolled steel sheet produced by the above method is descaled as necessary, and then cold-rolled at a rolling rate of 50% or more to obtain a cold-rolled steel sheet having a predetermined thickness.
  • the rolling rate is preferably 65 to 80%. With this rolling rate, a hot-dip galvanized steel sheet with better strength and deep drawing workability can be obtained.
  • the cold rolled steel sheet is annealed at a temperature higher than the recrystallization temperature.
  • the annealing temperature is lower than the recrystallization temperature, a good texture does not develop and deep drawability deteriorates.
  • it is “recrystallization temperature + 20 ° C.” or higher.
  • the annealing temperature is set to 850 ° C. or lower, preferably 840 ° C. or lower, more preferably 830 ° C. or lower.
  • the annealing is preferably performed in an atmosphere in which 20% or less of hydrogen is mixed into nitrogen and the dew point is ⁇ 60 to 0 ° C.
  • an atmosphere in which 2 to 8% hydrogen is mixed in nitrogen and the dew point is ⁇ 50 to ⁇ 10 ° C. is more preferable.
  • Hot dip plating may be performed during cooling after annealing, or may be performed by reheating after annealing.
  • hot dip plated steel sheet examples include those in which a hot dip plated layer of Zn, Zn alloy, Al, Al alloy, Sn—Zn or the like is formed on the surface of the steel sheet.
  • a Sn—Zn hot dip plated steel sheet comprising 8.8% by mass, the balance Sn and unavoidable impurities, and having a coating weight of 10 to 150 g / m 2 per side is preferred.
  • the component composition of the hot dip plating layer is limited based on the balance of corrosion resistance between the inner surface and the outer surface of the fuel tank.
  • the outer surface of the fuel tank needs to be completely rust-proof, so it is painted after molding.
  • the coating thickness determines the rust prevention ability
  • the steel sheet prevents the occurrence of red rust due to the corrosion prevention ability of the hot-dip coating layer. In areas where the coating is insufficient, the anticorrosive ability of the hot dipped layer is extremely important.
  • Zn is added to the Sn-based plating to lower the potential of the plating layer and provide sacrificial anticorrosive ability. Therefore, it is preferable to add 1.0 mass% or more Zn to a plating layer, More preferably, 3.0 mass% or more Zn is added.
  • Zn is 8.8% by mass or less, preferably 8.0% by mass or less.
  • the adhesion amount of Sn—Zn plating is preferably 10 to 150 g / m 2 per side. If the adhesion amount is less than 10 g / m 2 per side, good corrosion resistance cannot be secured. If the adhesion amount exceeds 150 g / m 2 , the plating cost increases and the layer thickness is not uniform. As a result, the plating layer exhibits a mottled pattern (defect) or the weldability is lowered. Therefore, the adhesion amount of Sn—Zn plating is preferably 10 to 150 g / m 2 per side, more preferably 20 to 130 g / m 2 per side.
  • Fe—Ni pre-plating is effective for improving the wettability of Sn—Zn plating and improving the corrosion resistance by refining the primary crystal Sn.
  • Fe-Ni pre-plating is an important technique for effectively using Si and Mn, which deteriorate plating properties (plating wettability to steel plates), to increase the strength, and is also one of the features of the present invention. . Note that the Fe—Ni pre-plating exhibits the effect of improving the wettability of plating in the case of hot dipping such as Zn, Zn alloy, Al, Al alloy, etc. other than Sn—Zn plating.
  • the adhesion amount per side is preferably 0.2 g / m 2 or more from the viewpoint of the wettability of the plating, and the Ni ratio is 10 to 10 to reduce the primary crystal Sn. 70 mass% is preferable.
  • the hot-plated steel sheet of the present invention produced by the above method may further be provided with an electroplating layer on the surface of the hot-dip plating layer, if necessary.
  • inventive examples 1 to 20 are examples employed for confirming the feasibility and effects of the present invention.
  • the present invention is not limited to these inventive examples 1 to 20.
  • the present invention can adopt various conditions as long as the object of the present invention is achieved without departing from the gist of the present invention.
  • Example 2 After melting the steel slab having the composition shown in Table 1 and Table 2 (continuation of Table 1) and heating the slab at the temperature and time shown in Table 3, the hot rolling was finished at the finishing temperature shown in Table 3, Winding was performed at a winding temperature shown in Table 3 to obtain a hot-rolled sheet having a thickness of 3.6 mm.
  • the balance of the component compositions shown in Tables 1 and 2 is Fe and inevitable impurities. Underlines in Tables 1 and 2 indicate that they are outside the scope of the present invention.
  • the hot-rolled steel sheet was pickled and then subjected to cold rolling at the cold rolling rate shown in Table 3 to obtain a cold-rolled steel sheet having a thickness of 1.1 mm.
  • This cold-rolled sheet was annealed at the annealing temperatures shown in Table 3 for 60 seconds.
  • the annealed steel plate was electrolytically degreased in a NaOH 40 g / L solution at 75 ° C., and then electrolytically pickled in a 120 g / L solution of H 2 SO 4 at 30 ° C., and then Fe—Ni plating was applied at 1 g / m 2 per side. 2 applied, then in the flux method, was subjected to Sn-Zn plating.
  • the Fe—Ni alloy plating bath used was a nickel plating watt bath added with 100 g / L of iron sulfate.
  • a ZnCl 2 —NH 4 Cl aqueous solution was applied to the steel sheet surface by a roll.
  • Table 3 shows the composition of the Sn—Zn plating bath.
  • the bath temperature was 280 ° C., and after plating, the amount of plating adhesion (per one side) was adjusted by gas wiping. Table 3 also shows the amount of plating adhesion (per one side).
  • the steel sheet after the hot dip plating was processed mainly with Cr 3+ to obtain hot-dip Sn—Zn plated steel sheets as invention examples and comparative examples. Some steel plates were subjected to hot-dip Zn plating during cooling after the annealing.
  • the hot dip plated steel sheets of the inventive example and the comparative example were evaluated for tensile properties, r value as an index of deep drawing, secondary work brittleness, low temperature toughness and corrosion resistance of a wrinkled seam weld.
  • the evaluation method is as follows.
  • Tensile properties were determined by taking a JIS No. 5 test piece from a hot-dip plated steel sheet so that the tensile direction was parallel to the rolling direction, and performing a tensile test. Tensile strength (TS), yield strength (YP), and elongation (El) ) was evaluated. Those having an elongation (El) of 28% or more were regarded as acceptable.
  • the r value was measured by collecting JIS No. 5 tensile test pieces from the hot dip plated steel sheet in three directions, ie, parallel to the rolling direction, 45 ° direction, and perpendicular direction.
  • the r value parallel to the rolling direction was r 0
  • the r value in the 45 ° direction was r 45
  • the r value in the perpendicular direction was r 90
  • the average value rave of r values obtained by the following formula ⁇ C> was evaluated.
  • the secondary work brittleness resistance is obtained by extracting a blank material having a diameter of 95 mm from a hot dip plated steel plate and performing a cylindrical drawing with a punch having an outer diameter of 50 mm, as shown in FIG. Put it upside down on a truncated cone and drop a 5 kg weight from a height of 1 m under various temperature conditions to find the lowest temperature (secondary processing brittleness resistance) at which no cracking occurs in the drawn cup. And evaluated.
  • the secondary work brittleness resistance temperature varies depending on the thickness of the steel plate and the test method, but in this example where the thickness of the cold-rolled steel plate is 1.1 mm, ⁇ 50 ° C. or less was accepted.
  • the toughness of the worship-like seam welded part is 200 mm / min.
  • various temperatures by preparing the test piece shown in FIG. 6 and fixing the horizontal part of the hot-dip plated steel sheet 1a, 1b with a chuck. The fracture surface after rupture was examined and the temperature at which the brittle fracture surface and the ductile fracture surface were 50% each was determined and evaluated as the ductility-brittle transition temperature (° C.). Those with a temperature of ⁇ 40 ° C. or lower were accepted.
  • Corrosion resistance was evaluated by conducting a salt spray test (SST) based on JIS Z 2371, which is a severer test than the actual fuel tank environment. Those having a red rust occurrence rate of 10% or less after 1000 hours were regarded as acceptable.
  • SST salt spray test
  • the hot dip plated steel sheet of Invention Example No. 1 has good corrosion resistance, elongation (El) of 31.9%, rave of 1.35, excellent workability, The secondary processing brittle temperature and the ductile-brittle transition temperature of the wavy seam weld were good at low temperatures.
  • Invention Example No. 2 hot dip plated steel sheet also has excellent workability such as elongation (El) of 40.3% and rave of 1.77, as well as corrosion resistance, secondary work brittleness resistance and toughness of wrinkled seam welds. Was also excellent.
  • Example No. 3 hot-dip plated steel sheet also has excellent workability with an elongation (El) of 36.9% and a rave of 1.60, as well as corrosion resistance, secondary work brittleness, and toughness of wrinkled seam welds. Was also excellent.
  • Example No. 4 hot dip plated steel sheet has good corrosion resistance, excellent workability such as elongation (El) of 29.0%, rave of 1.20, secondary work brittleness resistance temperature and wrinkle shape
  • the ductile-brittle transition temperature of the seam weld was good at low temperatures.
  • Invention Example No. 5 hot dip plated steel sheet also has excellent workability with an elongation (El) of 30.9% and a rave of 1.30, as well as corrosion resistance, secondary work brittleness, and toughness of wrinkled seam welds. Was also excellent.
  • Example No. 6 hot dip plated steel sheet also has excellent workability with an elongation (El) of 43.2% and a rave of 1.98, as well as corrosion resistance, secondary work brittleness, and toughness of wrinkled seam welds. Was also excellent.
  • Invention Example No. 7 hot-plated steel sheet also has excellent workability with an elongation (El) of 42.4% and a rave of 1.91, as well as corrosion resistance, secondary work brittleness, and toughness of wrinkled seam welds. Was also excellent.
  • Invention Example No. 8 hot-dip plated steel sheet also has excellent workability with an elongation (El) of 36.7% and a rave of 1.59, as well as plating, secondary work brittleness and wrinkled seam welds. The toughness was also excellent.
  • Invention Example No. 9-20 hot-dip plated steel sheets were also excellent in workability, corrosion resistance, secondary work brittleness and toughness of the wrinkled seam weld.
  • the toughness of the welded seam weld was also inferior.
  • the hot dip plated steel plate of No. 23 had lower elongation (El) and rave than the hot dip plated steel plate of the inventive example, poor workability, and inferior plating properties and toughness of wrinkled seam welds.
  • the 24 hot-dip plated steel sheet was inferior in the secondary work brittleness resistance and the toughness of the wrinkled seam weld compared to the hot-dip plated steel sheet of the inventive example.
  • the 25 hot-dip galvanized steel sheet had low elongation (El) and rave and was inferior in workability.
  • Comparative example No. Nb is less than the scope of the present invention.
  • No. 27 hot dip plated steel sheet has low elongation (El) and rave and does not meet the object of the present invention.
  • the hot dip plating layer is a hot dip Zn plating layer, the corrosion resistance is inferior to the hot dip galvanized steel sheet of the inventive example.
  • Comparative Example No. B exceeds the scope of the present invention.
  • No. 29 hot dip plated steel sheet had low elongation (El) and rave, high ductile brittle transition temperature of the wrinkled seam weld, and poor weld toughness. Furthermore, the amount of Zn in the hot-dipped layer was large, Sn primary crystals did not appear, Zn segregation at eutectic cell grain boundaries, and growth of coarse Zn crystals were promoted, and corrosion resistance was lowered.
  • [P] is more than 10 ⁇ [B] +0.03 Comparative Example No. 30 and no.
  • the hot-worked steel sheets of No. 31 each have a secondary work brittleness resistance of ⁇ 30 ° C., which is inferior to the hot-dip steel sheets of the inventive examples, and the toughness of the wavy seam welds is low.
  • Comparative Example No. The hot dip plated steel sheet of No. 31 has a small amount of plating and poor corrosion resistance. No. 30 hot dip plated steel sheet had a large amount of plating, the surface of the plating became a pattern, the surface properties deteriorated, and the weldability decreased.
  • Comparative Example No. Al exceeds the scope of the present invention. 33 and no.
  • the hot dip plated steel plate 34 was inferior to the hot dip plated steel plate of the invention example in toughness and secondary work brittleness resistance of the wavy seam welded portion, and had low elongation (El) and rave and poor workability.
  • the tensile strength of 340 MPa or more and less than 540 MPa the press formability applicable to the automotive field, in particular, the fuel tank, the excellent secondary work brittleness resistance at low temperature and the wavy welding It is possible to provide a hot-dip hot-dip steel sheet for press working that has high toughness and excellent corrosion resistance.
  • the fuel tank manufactured with the hot-dip hot-dip steel sheet for press working of the present invention exhibits an excellent effect on biofuel. Therefore, the present invention has high industrial applicability.

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Description

低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法
　本発明は、自動車及び家電等の分野に適用されるプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法に関し、特に、低温靭性と耐食性に優れ、自動車の燃料タンクに好適なプレス加工用溶融めっき高強度鋼板とその製造方法に関する。
　近年、自動車用鋼板においては、車体重量軽減による燃費向上を目的として、高強度化が進んでいる。燃料タンク用鋼板においても、同様に、タンクの軽量化及び車体デザインの複雑化、さらには、燃料タンクの収納設置場所の関係から、燃料タンク形状の複雑化が進み、燃料タンク用鋼板には、優れた成形性と高強度が要求されている。
　優れた成形性と高強度の両立の要望に応えるため、極低炭素鋼にＴｉ及びＮｂのような炭窒化物形成元素を添加したＩＦ（Interstitial Free）鋼に、さらに、Ｐ、Ｓｉ、及び、Ｍｎ等の固溶強化元素を添加して、高強度ＩＦ鋼が開発された。
　しかし、従来の高強度鋼板を燃料タンクに使用した場合、拝み状シーム溶接部の低温での引張強度が低いという問題がある。即ち、鋼板を高強度化しても、溶接継手強度が、鋼板の高強度化に見合って高くならないという問題である。
　燃料タンクは、上下２つのカップ状の部品を、フランジ部分でシーム溶接して製造されるが、燃料タンクのシーム溶接部は、図６に示すように、拝み状形状（フランジ同士が手を合せて拝むような形状に溶接されている形状をいう。以下、「拝み状シーム溶接部」又は「拝み状溶接部」と記載する。）となっていて、特に、高強度鋼板の場合、通常の冷延鋼板に比べて、溶接部に応力が集中し易く、その結果、靭性が低下して引張強度が低くなる傾向がある。
　また、ＩＦ鋼はＣ及びＮ等を、ＮｂまたはＴｉの炭化物又は窒化物として固定しているので、結晶粒界が非常に清浄になり、成形後に、粒界破壊によって二次加工低温脆化が発生し易くなるという問題点がある。特に高強度ＩＦ鋼の場合、固溶強化元素で粒内が強化され、相対的な粒界強度の低下が顕著になり、二次加工低温脆化が促進されるという問題点がある。
　これらのことは、重要保安部品である燃料タンクが、特に低温地域において、衝突により衝撃を受けた場合における燃料タンクの耐破壊性に対する懸念となる。
　また、燃料タンクには、従来から、鋼板表面に、Ｐｂ－Ｓｎ合金、Ａｌ－Ｓｉ合金、Ｓｎ－Ｚｎ合金、又は、Ｚｎ－Ａｌ合金めっきを施した各種合金めっき鋼板を用いることが提案されているが、鋼板には、これらの合金めっきを溶融めっきで被覆する際の良好なめっき特性が求められる。
　これらの課題に対し、二次加工脆化については、その発生を回避する方法がいくつか提案されている（例えば、特許文献１及び２参照）。特許文献１には、粒界偏析による二次加工脆化を回避するため、Ｔｉ添加ＩＦ鋼において、Ｐをできるだけ低減し、その分、Ｍｎ及びＳｉを多量に添加して、耐二次加工脆性に優れた高張力鋼板を得る技術が提案されている。
　特許文献２には、極低炭素鋼板において、Ｔｉ及びＮｂの添加に加えてＢを添加して、粒界強度を上昇させ、耐二次加工脆性を高める技術が提案されている。特許文献２に記載の技術では、耐二次加工脆性の向上、及び、オーステナイト粒の再結晶の遅れに伴う熱間圧延時の負荷の増大の防止を目的として、Ｂ量を最適化している。
　また、溶接性を改善する目的で、いくつかの提案がなされている（例えば、特許文献３～５及び非特許文献１参照）。
　特許文献３に記載の技術は、Ｔｉ及び／又はＮｂを添加した極低炭素鋼板を、焼鈍時に浸炭して、表層に、マルテンサイト及びベイナイトの組織を形成し、スポット溶接性を改善するものである。特許文献４に記載の技術は、極低炭素鋼にＣｕを添加し、溶接時の熱影響部を拡大して、スポット溶接継手の強度を高めるものである。
　特許文献５に記載の技術は、Ｍｇ酸化物及び／又はＭｇ硫化物のピニング効果により、溶接部及び熱影響部の組織を細粒化して、疲労強度の劣化を防止する技術である。非特許文献１には、厚鋼板において、ＴｉＮを微細分散させて溶接部熱影響部の靭性を改善する技術が開示されている。
　また、高強度鋼板の溶融めっき性を改善する技術が、いくつか提案されている（例えば特許文献６及び７参照）。
　特許文献６に記載の溶融亜鉛めっき高強度冷延鋼板では、溶融めっき性を阻害するＳを０．０３質量％以下に、Ｐを０．０１～０．１２質量％に制限し、強化元素として、Ｍｎ及びＣｒを添加している。特許文献７に記載の高張力合金化亜鉛めっき鋼板では、ＳｉとＭｎの相互関係を規定して、溶融合金Ｚｎめっき性を改善している。
　耐二次加工脆性を改善するため、Ｂを添加し、Ｍｎ－Ｐの添加バランスを最適化した、強度と耐二次加工脆性に優れた鋼板が開示されている（例えば、特許文献８参照）。また、耐二次加工脆性を改善するため、Ｂ、Ｔｉ、及び、Ｎｂを添加する技術も開示されている（例えば、特許文献９参照）。
　さらに、燃料タンクに特有の拝み状溶接部の引張強度を改善する技術（例えば、特許文献１０参照）や、深絞り用又はプレス加工用高強度鋼板に関する技術（例えば、特許文献１１～１５参照）が開示されている。
特開平０５－５９４９１号公報 特開平０６－５７３７３号公報 特開平０７－１８８７７７号公報 特開平０８－２９１３６４号公報 特開２００１－２８８５３４号公報 特開平０５－２５５８０７号公報 特開平０７－２７８７４５号公報 特開２０００－１９２１８８号公報 特開平０６－２５６９００号公報 特開２００７－１１９８０８号公報 特開２００７－１６９７３９号公報 特開２００７－１６９７３８号公報 特開２００７－２７７７１３号公報 特開２００７－２７７７１４号公報 特表２００８－１２６９４５号公報
鉄と鋼第６５号（１９７９）第８号１２３２頁
　しかし、前述した従来技術には、以下の問題点がある。特許文献１及び２に記載の方法で製造した鋼板は、加工性は良好であるが、特に複雑化した燃料タンク形状の加工条件のように厳しい条件でプレス成形加工を行った場合、耐二次加工脆性が不十分で、さらに、溶接継手の拝み状溶接部の強度が低いという問題点がある。
　特許文献３に記載の焼鈍中に浸炭を施す方法は、実際の製造設備では、通板速度、雰囲気ガス組成、及び、温度が一定でなく、浸炭量が変化するので、鋼板を安定して製造することが困難であるという問題点がある。
　特許文献４に記載の方法には、Ｃｕの添加で表面欠陥が発生し、歩留まりが低下するという問題点がある。特許文献５及び非特許文献１に記載の方法は、溶接後の冷却速度が比較的遅いアーク溶接等では効果があるが、冷却速度が速いシーム溶接等では効果がないという問題点がある。
　また、特許文献５及び非特許文献１に記載の厚鋼板は、燃料タンク用の薄鋼板とは成分が異なり、さらに、溶接部の形状も異なるので、燃料タンクに直ちに適用できない。特許文献６及び７に記載の鋼板は、溶融亜鉛めっき性は良好であるが、溶接性及び耐二次加工脆性が不十分であるという問題点がある。
　特許文献８に記載の鋼板は、強度を確保するため、Ｐを多量に含有していることと、ＰとＢのバランスが低温靭性の観点からは最適でないことから、十分な低温靭性が得られていないという欠点がある。
　特許文献９に記載の技術は、成形性向上の観点から、多量のＴｉを使用しているため、溶接部の強度や靭性を十分に確保することができず、また、Ｔｉの添加量が適切でも、Ｎｂが少ないため、加工性を十分に確保できていないという問題がある。
　特許文献１０に記載のレーザー溶接を用いる技術は、燃料タンクのシーム溶接に適用することは困難である。また、特許文献１０に、母材特性の改善による溶接部特性の改善技術は開示されていない。特許文献１１及び１２に記載の母材特性を改善する技術は、母材の耐食性及び加工性が低く、加えて、溶接条件によっては、拝み状シーム溶接部の靭性が低いという問題がある。
　特許文献１３及び１４に記載の技術は、溶接条件によっては、拝み状シーム溶接部の靭性が低いという問題がある。さらに、特許文献１３に記載の技術は、加工性の低下を招くという問題もある。
　特許文献１５に記載の技術は、鋼板中に含有するＳｉ量が多いため、これに起因して、鋼板表面にスケール層が強固に生成する傾向があり、このスケール層を除去するには、脱脂・酸洗処理の条件を厳しく制御したり、重研削用ブラシで表面研削処理を施すことが必要な場合が多く、常法の脱脂・酸洗条件では、優れた耐食性を有する溶融めっき鋼板を安定して製造することは難しいという問題があった。
　以上のように、従来知見には、耐二次加工脆性を高める知見や、厚鋼板分野において溶接部の靭性を改善する知見はある。しかし、燃料タンクの製造工程には、加工工程（例えば、プレス）、及び、熱影響工程（例えば、シーム溶接）があるので、母材の特性のみならず、加工後の特性だけではなく、熱影響後の特性も重要である。
　即ち、高強度鋼板を燃料タンクに用いる場合、一般に、靭性は低下するので、耐二次加工脆性及び溶接部靭性が重要な特性となり、さらに、鋼板表面にめっきを施すので、めっき性や耐食性も重要な特性となる。
　しかし、従来技術に、高強度鋼板でプレス成形性に優れ、かつ、優れた低温での耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部靭性、優れためっき性や耐食性を全て向上させる技術はない。
　本発明は、かかる問題点に鑑みてなされたものであり、その課題は、３４０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度と、自動車分野、特に、燃料タンクに適用可能なプレス成形性と、低温での優れた耐二次加工脆性と優れた拝み状溶接部靭性と、優れた耐食性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板と、その製造方法を提供することである。
　本発明は、上記課題を解決するために、燃料タンクに特有の拝み状シーム溶接部の靭性及び耐二次加工脆性に及ぼすＴｉ、Ｂ、Ｐ及びＡｌの影響、並びに耐食性に及ぼすＳｉの影響について検討し、その結果に基づいてなされたもので、その要旨は以下の通りである。
　（１）冷延鋼板の表面に溶融めっき層を有する高強度鋼板において、
　上記冷延鋼板が、質量％で、
Ｃ　：０．０００５～０．００５０％、
Ｓｉ：０．３０％以下、
Ｍｎ：０．７０～３．００％、
Ｐ　：０．０５％以下、
Ｔｉ：０．０１～０．０５％、
Ｎｂ：０．０１～０．０４％、
Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、
Ｓ　：０．０１％以下、
Ａｌ：０．０１～０．３０％、及び、
Ｎ：０．０００５～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
　Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｂ含有量（％）を［Ｂ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］として、下記＜Ａ＞式で定義するＴＢ＊が０．０３～０．０６であり、かつ、［Ｂ］及び［Ｐ］が下記＜Ｂ＞式を満足することを特徴とする低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
　ＴＢ＊＝（０．１１－［Ｔｉ］）／（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））・・・＜Ａ＞
　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３　　　　　　　　　　　 　　　　・・・＜Ｂ＞
　（２）前記冷延鋼板が、さらに、質量％で、
Ｃｕ：０．００５～１％、
Ｎｉ：０．００５～１％、
Ｃｒ：０．００５～１％、及び、
Ｍｏ：０．０００５～１％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする前記（１）に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
　（３）前記溶融めっき層が、Ｚｎ：１．０～８．８質量％、残部Ｓｎ及び不可避的不純物からなり、めっき付着量が、片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2であることを特徴とする前記（１）または（２）に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
　（４）前記高強度鋼板を絞り比１．９で加工した後の耐二次加工脆性温度が－５０℃以下であることを特徴とする前記（１）～（３）のいずれかに記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
　（５）前記高強度鋼板の拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度が－４０℃以下であることを特徴とする前記（１）～（４）のいずれかに記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
　（６）前記（１）～（５）のいずれかに記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を製造する製造方法において、
　前記（１）または（２）に記載の冷延鋼板の成分組成と同じ成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程、
　上記スラブを、１０５０～１２４５℃で５時間以内加熱した後、Ａr3～９１０℃の仕上げ温度で熱間圧延を終了して熱延鋼板とし、その後、７５０℃以下の温度で巻き取り熱延コイルを得る工程、
　上記熱延鋼板を５０％以上の冷延率で冷間圧延して冷延鋼板とし、その後、冷延コイルを得る工程、及び、
　上記冷延鋼板を再結晶温度以上の温度で焼鈍し、その後、溶融めっきを施す工程
を有することを特徴とする低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
　（７）前記溶融めっきを施す工程において、Ｚｎ：１．０～８．８質量％、残部Ｓｎ及び不可避的不純物からなり、めっき付着量が片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2の溶融めっきを施すことを特徴とする前記（６）に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
　（８）前記溶融めっきを施す工程において、溶融めっきを施す前に、Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきを施すことを特徴とする前記（６）又は（７）に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
　本発明によれば、３４０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度と、自動車分野、特に、燃料タンクに適用可能なプレス成形性と、低温での優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部靭性と、優れた耐食性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を提供することができる。
焼鈍した後の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する複合酸化物のスペクトルを示す図である。（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）は、（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。 熱延後に酸洗した後の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する酸化物のスペクトルを示す図である。（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）は、（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。 脱脂、酸洗後で、めっき直前の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する複合酸化物のスペクトルを示す図である。（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、（ｂ）は、（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。 「鋼板のＳｉ含有量」と「脱脂、酸洗後で、めっき直前の鋼板表面に残存する酸化物の面積率」の関係を示す図である。 「酸化物の面積率」と「ＳＳＴ赤錆発生率」の関係を示す図である。 拝み状シーム溶接部を有する試験片の断面を示す図である。 拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度に及ぼすＴｉ量とＢ量の影響を示す図である。 溶接熱影響部を模擬した熱処理試験の後に衝撃を与えて破壊したときの破断面の一例を示す図である。（ａ）は、破断面のＳＥＭ写真を示し、（ｂ）は、（ａ）において四角で囲んだ部分の拡大ＳＥＭ写真を示す。 耐二次加工脆性を評価する試験方法を示す図である。 耐二次加工脆性に及ぼすＰ量とＢ量の影響を示す図である。
　本発明者は、「優れたプレス成形性と、低温での優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部靭性と、優れた耐食性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を得る」という、従来技術では解決が困難な課題を解決する手法について鋭意検討した。
　その結果、Ｔｉ、Ｂ、Ｐ、Ａｌ及びＳｉの各量を特定範囲に規定することにより、３４０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度と、自動車分野、特に、燃料タンクに適用可能なプレス成形性と、低温での優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部靭性と、優れた耐食性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を実現できることを見出した。
　本発明の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板（以下「本発明鋼板」ということがある。）は、上記知見に基づいてなされたもので、冷延鋼板の表面に溶融めっき層を有する高強度鋼板において、上記冷延鋼板が、質量％で、Ｃ：０．０００５～０．００５０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．７０～３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．３０％、及び、Ｎ：０．０００５～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｂ含有量（％）を［Ｂ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］としたとき、下記＜Ａ＞式で定義するＴＢ＊が０．０３～０．０６であり、かつ、［Ｂ］及び［Ｐ］が下記＜Ｂ＞式を満足することを特徴とする。
　ＴＢ＊＝（０．１１－［Ｔｉ］）／（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））・・・＜Ａ＞
　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３　　　　　　　　　　　　 　　　・・・＜Ｂ＞
　まず、本発明鋼板の成分組成を限定する理由について説明する。以下、成分組成で示す％は、質量％を意味する。
　Ｃ：０．０００５～０．００５０％
　Ｃは、Ｎｂ及びＴｉと結合して炭化物を形成し、強度の向上に寄与する重要な元素である。Ｃ量が少なくても、他の強化方法で強度を補うことができるが、０．０００５％未満であると、強度の確保が困難で、また、製鋼時の脱炭コストが上昇するので、下限を０．０００５％とする。好ましくは０．００１０％以上である。
　一方、Ｃ含有量が０．００５０％を超えると、Ｃを固定するＴｉ及びＮｂを添加しても、加工性が低下するとともに、拝み状シーム溶接部の靭性が低下するので、上限を０．００５０％とする。極めて高い加工性と溶接部の靭性が要求される場合は、Ｃ含有量を０．００３０％以下とすることが好ましい。
　Ｓｉ：０．３０％以下
　Ｓｉは、固溶強化で、強度の向上に寄与する元素であるが、本発明者は、実際の燃料タンクの環境よりも厳しい環境下で行う塩水噴霧試験（ＳＳＴ）を行い、その結果に基づいて、Ｓｉの上限を設定した。
　本発明者は、塩水噴霧試験（ＳＳＴ）の結果に基づいて、鋼板表面に赤錆が発生するメカニズムを鋭意検討した。その結果、鋼板表面において、耐食性を劣化させると推定される微小なめっき欠陥の奥に、めっき直前の脱脂、酸洗後にも残存していたと推定される「微小な酸化物」が存在することを知見した。
　ここで、図３に、脱脂、酸洗後で、めっき直前の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する複合酸化物のスペクトルを示す。図３（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、図３（ｂ）は、図３（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。図３（ａ）の素地鋼板表面に残存する複合酸化物は、大きさが約２μｍ程度のものもある。
　また、図１に、図３の素地鋼板に施した脱脂、酸洗を行う前の処理段階であって、焼鈍した後の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する複合酸化物のスペクトルを示す。図１（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、図１（ｂ）は、図１（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。
　比較として、図２に、図１の素地鋼板に施した焼鈍を行う前の処理段階であって、熱延後に酸洗した後の素地鋼板表面の態様と、該表面に残存する酸化物のスペクトルを示す。図２（ａ）は、素地鋼板表面の走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）写真、図２（ｂ）は、図２（ａ）で示す矢印の先端に位置する素地鋼板表面に残存する複合酸化物のエネルギー分散型Ｘ線（ＥＤＸ）分析結果を示す。
　めっき前に脱脂や酸洗を施しても、微小な酸化物が残存する理由は明確でないが、ＣＡＰＬ（連続焼鈍設備）で焼鈍した後の鋼板表面には、図１に示すように、ＳｉとＭｎを含有する複合酸化物が残存している。比較として、図２に、熱延後に酸洗した後の鋼板表面に残存する酸化物を示すが、該酸化物は、Ｓｉのみの酸化物である。
　このように、ＣＡＰＬ（連続焼鈍装置）で焼鈍後の鋼板表面に残存する酸化物は、雰囲気の影響を受けて複雑である。それ故、鋼板表面に脱脂や酸洗を施しても、鋼板表面から酸化物を完全に除去することはできず、微小な酸化物が残存する。
　本発明者が、さらに鋭意検討した結果、鋼板表面に残存する酸化物の面積率が、表面全体の３％以下であれば、個々の酸化物のサイズが微小となり、この表面状態の素地鋼板表面に溶融めっきが施されるので、結果的に、表面欠陥が減少して、溶融めっき鋼板としての耐食性が顕著に向上することが判明した。そして、酸化物の面積率を３％以下にするためには、Ｓｉを０．３％以下にする必要があることが判明した。
　次に、本発明者は、「鋼板のＳｉ含有量」と「脱脂、酸洗後で、めっき直前の鋼板表面に残存する酸化物の面積率」の関係と、「酸化物の面積率」と「ＳＳＴ赤錆発生率」の関係を調査した。
　図４に、「鋼板のＳｉ含有量」と「脱脂、酸洗後で、めっき直前の鋼板表面に残存する酸化物の面積率」の関係を示す。図５に、「酸化物の面積率」と「ＳＳＴ赤錆発生率」の関係を示す。なお、図４及び図５で用いた鋼板の成分組成は、Ｃ：０．０００５～０．００５０％、Ｓｉ：１．５％以下、Ｍｎ：０．７０～３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０００５～０．００３０％、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．３０％及びＮ：０．０００５～０．０１０％を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物である。
　図４から、「鋼板のＳｉ含有量」が０．３０％以下であれば、「脱脂、酸洗後で、めっき直前の鋼板表面に残存する酸化物の面積率」を３％以下に維持できることが解る。そして、図５から、上記「酸化物の面積率」が３％以下であれば、「ＳＳＴ赤錆発生率」を１０％未満に維持できることが解る。即ち、「鋼板のＳｉ含有量」を０．３０％以下にすることで、溶融めっき鋼板表面の耐食性が顕著に向上する。
　以上の知見に基づいて、Ｓｉの上限は０．３０％とする。好ましくは０．２５％以下である。Ｓｉが０．２５％以下であれば、上記「酸化物の面積率」を２％以下に低減し（図４参照）、「ＳＳＴ赤錆発生率」を６％未満に低減することができる（図５参照）。Ｓｉの上限は、より好ましくは０．２０％以下である。
　Ｓｉを０．３０％以下にすることで、溶融亜鉛めっき鋼板で通常行う重研削用ブラシによる研削を行わなくても、素地鋼板表面に生成されるスケール（酸化物）の除去が可能となり、耐食性が向上する。バイオ燃料は腐食性が強いので、Ｓｉが０．３０％以下の溶融亜鉛めっき鋼板は、バイオ燃料用タンク用の鋼板として好適である。なお、Ｓｉの下限は、固溶強化による強度の向上および加工性の向上の点から、好ましくは０．０１％、より好ましくは０．０２％とする。
　Ｍｎ：０．７０～３．００％
　Ｍｎは、Ｓｉと同様に固溶強化及び／又は組織の微細化で強度の向上に寄与する元素であり、耐二次加工脆性、溶接部靭性、及び、溶融めっき性の向上を目的とする本発明鋼板の強度を高めるうえで重要な元素である。
　Ｍｎ含有量が０．７０％未満であると、強度向上効果が得られず、また、強度向上効果を他の元素の添加で補完しようとすると、耐二次加工脆性、溶接部靭性及び溶融めっき性（鋼板表面に対するめっき濡れ性）が目標に達しないので、Ｍｎ含有量の下限を０．７０％とし、好ましくは１．００％以上とする。Ｍｎ含有量が１．００％以上であれば、熱延仕上げ温度を９１０℃以下に下げても、鋼板の組織を制御することができ、この結果、低温靭性を向上させることができる。
　一方、Ｍｎ含有量が３．００％を超えると、深絞り性の指標であるｒ値の面内異方性が大きくなり、プレス成形性が損なわれるとともに、鋼板表面にＭｎ酸化物が生成し、溶融めっき性が損なわれるので、上限を３．００％とし、好ましくは２．５０％以下とする。
　Ｐ：０．０５％以下
　Ｐは、加工性の劣化が少なく、固溶強化で、強度の向上に寄与する元素であるが、粒界に偏析して耐二次加工脆性を劣化させるとともに、溶接部に凝固偏析を生じ、拝み状シーム溶接部の靭性を劣化させる元素でもある。
　また、Ｐは、溶融めっき時までの熱履歴により、鋼板表面に偏析し、溶融めっき性を劣化させる元素である。Ｐ含有量が０．０５％を超えると、これらの偏析が生じるので、上限を０．０５％とし、好ましくは０．０４％以下、より好ましくは０．０３５％以下とする。
　Ｐ含有量の下限は特に規定する必要はないが、Ｐ含有量が０．００５％未満に低減すると、精錬コストが高くなるので、Ｐ含有量は０．００５％以上が好ましい。また、強度確保の点では、Ｐ含有量は０．０２％以上が好ましい。
　Ｔｉ：０．０１～０．０５％
　Ｔｉは、Ｃ及びＮとの親和力が強く、凝固時又は熱間圧延時に炭窒化物を形成して、鋼中に固溶しているＣ及びＮを低減し、加工性の向上に寄与する元素である。Ｔｉ含有量が０．０１％未満では、添加効果が得られないので、Ｔｉ含有量の下限を０．０１％とし、好ましくは０．０１５％以上とする。
　一方、Ｔｉ含有量が０．０５％を超えると、溶接継手の溶接部の靭性、即ち、拝み状シーム溶接部の靭性が劣化するので、上限を０．０５％とし、好ましくは０．０４％以下とする。
　Ｎｂ：０．０１～０．０４％
　Ｎｂは、Ｔｉと同様に、Ｃ及びＮとの親和力が強く、凝固時又は熱間圧延時に炭窒化物を形成して、鋼中に固溶しているＣ及びＮを低減し、加工性の向上に寄与する元素である。Ｎｂ含有量が０．０１％未満では、添加効果が得られないので、Ｎｂ含有量の下限を０．０１％とし、好ましくは０．０２％以上とする。
　一方、Ｎｂ含有量が０．０４％を超えると、再結晶温度が高くなり、高温焼鈍が必要になるとともに、溶接継手の溶接部の靭性、即ち、拝み状シーム溶接部の靭性が劣化するので、Ｎｂ含有量の上限を０．０４％とし、好ましくは０．０３５％以下とする。
　Ｂ：０．０００５～０．００３０％
　Ｂは、粒界に偏析して、粒界強度を高め、耐二次加工脆性の向上に寄与する元素である。Ｂ含有量が０．０００５％未満では、添加効果が得られないので、Ｂ含有量の下限を０．０００５％とし、好ましくは０．０００８％以上、より好ましくは０．００１０％以上とする。
　一方、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、溶接時に、γ粒界に偏析してフェライト変態が抑制され、溶接部と熱影響部の組織が低温変態生成組織となって、溶接部と熱影響部が硬質化するとともに靭性が劣化し、その結果、拝み状シーム溶接部の靭性が劣化するので、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。
　また、Ｂを多量に添加すると、熱間圧延時におけるフェライト変態も抑制されて、低温変態生成組織の高強度の熱延鋼板となり、冷間圧延時の負荷が高くなるので、この点からも、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とする。
　さらに、Ｂ含有量が０．００３０％を超えると、再結晶温度が高くなり、高温での焼鈍が必要となって、製造コストが上昇するとともに、深絞り性の指標である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ので、この点からも、Ｂ含有量の上限を０．００３０％とし、好ましくは０．００２５％以下とする。
　Ｓ：０．０１％以下
　Ｓは、不可避的に混入する不純物であり、Ｍｎ及びＴｉと結合して析出物を形成し、加工性を劣化させるので、０．０１％以下に規制し、好ましくは０．００５％以下とする。Ｓ含有量の下限は０％を含むが、Ｓ含有量が０．０００１％未満に低減すると、製造コストが高くなるので、Ｓ含有量は０．０００１％以上が好ましく、より好ましくは０．００１％以上とする。
　Ａｌ：０．０１～０．３０％
　Ａｌは、鋼の精錬時に脱酸剤として使用する元素であるが、Ａｌ含有量が多すぎると、溶接部の低温靭性及び耐二次加工脆性を悪化させる元素でもあることから、本発明では、Ａｌ含有量を規制することが重要である。Ａｌ含有量が０．０１％未満では脱酸効果が得られないので、Ａｌ含有量の下限を０．０１％とし、好ましくは０．０３％以上とする。一方、０．３０％を超えると、拝み状シーム溶接部の靭性が低下し、また、加工性が低下するので、Ａｌ含有量の上限を０．３０％とし、好ましくは０．２０％以下、より好ましくは０．１０％未満、最適には０．０７５％以下である。
　Ｎ：０．０００５～０．０１０％
　Ｎは、鋼の精錬時に不可避的に混入する元素であり、Ｔｉ、Ａｌ及びＮｂと窒化物を形成し、加工性には悪影響を及ぼさないが、溶接部の靭性を劣化させるので、０．０１０％以下に規制し、好ましくは０．００７％以下とする。一方、Ｎ含有量が０．０００５％未満に低減すると、製造コストが高くなるので、Ｎ含有量の下限を０．０００５％とし、好ましくは０．００１０％以上とする。
　ＴＢ＊：０．０３～０．０６
　ＴＢ＊＝（０．１１－［Ｔｉ］）/（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））　　・・・＜Ａ＞
　本発明者は、拝み状シーム溶接部の靭性に影響を及ぼすＴｉの含有量を［Ｔｉ］、同じくＢの含有量を［Ｂ］として、上記＜Ａ＞式で定義するＴＢ＊（拝み状シーム溶接部の強度指標）が小さくなると、拝み状シーム溶接部の引張強度が低下することを見出した。
　ＴＢ＊が０．０３未満の場合、低温における引張強度が著しく低下する。これは、低温靭性が低下して、脆性破壊が生じ易くなることに起因する。
　以下、本発明者が、この知見を得るに至った試験について説明する。
Ｃ：０．０００５～０．００５０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．７０～３．００％、Ｐ：０．０５％以下、Ｔｉ：０．０９％以下、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．０３％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．３０％、Ｎ：０．０００５～０．０１０％の範囲で組成を変化させた鋼を、真空溶解炉で溶製した。
　溶製した鋼を、１２００℃で１時間、加熱した後、熱間圧延に供し、仕上げ温度８８０～９１０℃で熱間圧延を終了して、厚さ３．７ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延に供し、厚さ１．２ｍｍの冷延板とした。この冷延板に、８００℃、６０秒の焼鈍を施し、その後、Ｆｅ－Ｎｉめっきを１ｇ／ｍ2施し、次いで、フラックス法でＳｎ－Ｚｎめっきを施した。
　Ｆｅ－Ｎｉめっき浴は、Ｎｉめっきのワット浴に、硫酸鉄を１００ｇ／Ｌ添加したものを使用した。フラックスとしてＺｎＣｌ2－ＮＨ4Ｃｌ水溶液を、ロールで塗布した。めっきは、Ｚｎを７ｗｔ％含むＳｎ－Ｚｎめっき浴で行った。浴温は２８０℃とし、めっき後、ガスワイピングで、めっき付着量を調整した。
　さらに、溶融めっき後の鋼板にＣｒ3+主体の処理を施して、溶融めっき鋼板とした。この溶融めっき鋼板を用いて、拝み状シーム溶接部の靭性を評価した。評価は、次のように行った。
　図６に示すように、曲げ加工した溶融めっき鋼板１ａ、１ｂ同士を拝み状に対向させてシーム溶接し、溶接部２（拝み状シーム溶接部）を有する試験片を作製した。溶融めっき鋼板１ａ、１ｂの水平部をチャックで固定し、種々の温度において、２００ｍｍ／ｍｉｎ．の速度で引っ張り（ピール試験）、破断後、破断面を調査した。破断面において、脆性破面と延性破面が５０％ずつとなる温度を、延性－脆性遷移温度（℃）とした。
　図７に横軸にＢ量(ｐｐｍ)、縦軸にＴｉ量（％）をとり、拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度に及ぼすＴｉ量とＢ量の影響を示す。延性－脆性遷移温度は、自動車を使用する寒冷地の最低気温相当（－４０℃）を上限とする温度範囲、すなわち－４０℃以下であることが好ましく、－５０℃以下であることがより好ましい。
　図７に示すように、下記＜Ａ＞式で定義するＴＢ＊が０．０３以上であれば、延性－脆性遷移温度を－４０℃以下にすることができ、０．０３５以上であれば、－５０℃以下にすることができる。
　ＴＢ＊＝（０．１１－［Ｔｉ］）／（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））　・・・＜Ａ＞
　以上の試験結果に基づいて、以下のように推論できる。
　（ｉ）Ｔｉ量が多い場合、ＴｉＮが生成して破壊の起点となる。図８は、Ｔｉ量が０．１％と０．０５％超えであり、他の成分は本発明の範囲内にある冷延鋼板を製造し、この鋼板について、溶接を模擬した熱処理試験の後に衝撃を与えて破壊したときの破断面の一例を示す（図８（ａ）は、破壊したときの破断面を示し、図８（ｂ）は、図８（ａ）において四角で囲んだ部分の拡大破断面を示す。）が、Ｔｉ量が多い場合、２～３μｍ程度のＴｉＮが生成して、破壊の起点となると考えられる。
　（ii）Ｂ量が多い場合、溶接部と熱影響部の硬度が上昇し、又は、硬化領域が広がり、拝み状シーム溶接部（図６参照）に引張り力が作用したとき、拝み状シーム溶接部は変形し難い。それ故、応力が、一部に集中して局部的に上昇し、靭性が低下すると考えられる。
　これら（ｉ）と（ii）の影響が重なるため、ＴｉとＢの含有量が上述した範囲内であったとしても、ＴＢ＊の下限値（0.03）を下回ると、低温靭性が劣化すると考えられる。
　以上の試験結果及び推論に基づいて、ＴＢ＊は０．０３以上とする。好ましくは０．０３５以上である。ＴＢ＊の上限は、Ｔｉ量及びＢ量の範囲から０．０６である。
　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３
　本発明者は、Ｐ含有量（［Ｐ］）とＢ含有量（［Ｂ］）を、下記＜Ｂ＞式で規定する関係を維持するように制御すると、耐二次加工脆性が向上することを知見した。
　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３　　　　　　　　　・・・＜Ｂ＞
　以下、この知見を得るに至った試験とその結果について説明する。
　本発明者は、Ｃ：０．０００５～０．００５０％、Ｓｉ：０．３０％以下、Ｍｎ：０．７０～３．００％、Ｐ：０．０９％以下、Ｔｉ：０．０１～０．０５％、Ｎｂ：０．０１～０．０４％、Ｂ：０．００３０％以下、Ｓ：０．０１％以下、Ａｌ：０．０１～０．３０％、Ｎ：０．０００５～０．０１０％の範囲で組成を変化させた鋼を、真空溶解炉で溶製した。
　溶製した鋼を、１２００℃で１時間、加熱した後、熱間圧延に供し、仕上げ温度８８０～９１０℃で熱間圧延を終了して、厚さ３．７ｍｍの熱延板とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延に供し、厚さ１．２ｍｍの冷延板とした。この冷延板に、８００℃、６０秒の焼鈍を施し、その後、Ｆｅ－Ｎｉめっきを１ｇ／ｍ2施し、次いで、フラックス法でＳｎ－Ｚｎめっきを施した。
　Ｆｅ－Ｎｉめっき浴は、Ｎｉめっきのワット浴に、硫酸鉄を１００ｇ／Ｌ添加したものを使用した。フラックスとしてＺｎＣｌ2－ＮＨ4Ｃｌ水溶液を、ロールで塗布した。めっきは、Ｚｎを７ｗｔ％含むＳｎ－Ｚｎめっき浴で行った。浴温は２８０℃とし、めっき後、ガスワイピングで、めっき付着量を調整した。
　さらに、溶融めっき後の鋼板にＣｒ3+主体の処理を施して、溶融めっき鋼板とした。この溶融めっき鋼板を用いて、耐二次加工脆性温度を調査した。調査は、次のように行った。
　溶融めっき鋼板から、直径９５ｍｍのブランク材を採取し、外径５０ｍｍのポンチで、絞り比１．９の円筒絞りを行い、絞りカップを作製した。図９に、耐二次加工脆性を評価する試験方法を示す。図９に示すように、絞りカップ３を、底角３０°の円錐台４に、逆さまに載せ、種々の温度条件の下で、高さ１ｍ位置から重さ５ｋｇの錘５を落下させて、絞りカップに割れが発生しない最低の温度（耐二次加工脆性温度）を調査した。
　その結果を図１０に、耐二次加工脆性に及ぼすＰ量（％）とＢ量（ｐｐｍ）の影響として示す。燃料タンク用鋼板の加工は、通常、絞り比１．９相当以下で行うので、絞り比１．９で成形加工した後の耐二次加工脆性温度が、自動車を使用する寒冷地での最低気温相当（－４０℃）を上限とする温度範囲、すなわち－４０℃以下であることが好ましく、さらに、－５０℃以下が好ましい。
　図１０に示すように、Ｐ量（％）（［Ｐ］）とＢ量（％）（［Ｂ］）が、下記＜Ｂ＞式を満足すれば、絞り比１．９で成形加工した後の耐二次加工脆性温度を－５０℃以下にすることができる。
　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３　　　　　　　　・・・＜Ｂ＞
　Ｃｕ：０．００５～１％、Ｎｉ：０．００５～１％、Ｃｒ：０．００５～１％、Ｍｏ：０．０００５～１％の１種又は２種以上
　本発明者は、上記基本組成に加えてさらに、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを添加することによって、引張強度を確保しつつ、降伏強度（ＹＰ）を下げ、加工性を確保できることの知見を得た。このため、本発明では、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏを必要に応じて適宜含有させることとした。
　Ｃｕ、Ｎｉ及びＣｒの含有量は、添加効果が得られる０．００５％以上とすることが好ましく、より好ましくは、いずれも０．０１％以上とする。Ｍｏ含有量は、添加効果が得られる０．０００５％以上とし、好ましくは、０．００１％以上とする。
　一方、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量が１％を超えると、耐二次加工脆性や拝み状シーム溶接部の靭性の低下を招くとともに合金コストが上昇するため、Ｃｕ、Ｎｉ、Ｃｒ及びＭｏの含有量は１％以下とし、好ましくはいずれも０．５％以下とし、より好ましくは、ＣｕおよびＭｏの含有量がいずれも０．２５％以下、ＮｉおよびＣｒの含有量がいずれも０．４％以下とする。
　なお、本発明鋼板の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。
　本発明鋼板は、上記成分組成を有することで、３４０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度と、自動車分野、特に、燃料タンクに適用可能なプレス成形性を有し、さらに、低温靭性に優れたものである。したがって、本発明鋼板によれば、自動車の車体重量軽減による燃費向上が可能となり、とりわけ、燃料タンクの軽量化と複雑化が可能となる。この効果は、工業的に極めて大きい効果である。
　次に、本発明鋼板の製造方法について説明する。
　上記の成分組成となるように各元素の量を調整した原料を、転炉又は電気炉に投入し、真空脱ガス処理を行って、スラブを製造する。このスラブを、１０５０～１２４５℃で５時間以内加熱し、仕上げ温度Ａｒ3～９１０℃で熱間圧延を終了して熱延鋼板とし、その後、巻取温度７５０℃以下で巻き取り、熱延コイルを得る。
　スラブの加熱温度は、圧延温度を確保するため、１０５０℃以上が必要であり、靭性の低下の要因となる粗大ＴｉＮの生成を抑制するため、また、オーステナイト粒の粗大化を抑制するために、さらに、加熱コストを抑制するため、１２４５℃以下とし、加熱時間は５時間以下とする。
　特に、粗大なＴｉＮは、拝み状シーム溶接部の靭性の低下につながるので、ＴＢ＊の制限とともに、加熱条件は重要な要件である。特許文献１３及び１４に記載の技術は、母材の特性を改善する技術であるが、加熱条件やＴＢ＊条件によっては、拝み状シーム溶接部の靭性が低下する。
　熱間圧延の仕上げ温度がＡｒ3未満であると、鋼板の加工性が損なわれるので、仕上げ温度はＡｒ3以上とする。熱間圧延の仕上げ温度を９１０℃以下にすることで、鋼板組織を制御して、低温靭性を向上させることができる。さらに、熱間圧延後の巻取温度が７５０℃を超えると、冷間圧延、焼鈍後の鋼板の強度が低下するので、巻取温度は７５０℃以下とする。
　上記方法で作製した熱延鋼板を、必要に応じ、脱スケールした後、５０％以上の圧延率で冷間圧延し、所定の板厚の冷延鋼板を得る。圧延率が５０％未満であると、焼鈍後の鋼板の強度が低下するとともに、深絞り加工性が劣化する。なお、圧延率は６５～８０％が好ましく、この圧延率で、強度及び深絞り加工性がより優れた溶融めっき鋼板を得ることができる。
　その後、冷延鋼板を再結晶温度以上の温度で焼鈍する。焼鈍温度が再結晶温度未満であると、良好な集合組織が発達せず、深絞り加工性が劣化する。好ましくは、「再結晶温度＋２０℃」以上である。一方、焼鈍温度が高くなると、鋼板の強度が低下するので、焼鈍温度は８５０℃以下とし、好ましくは８４０℃以下、より好ましくは８３０℃以下とする。
　焼鈍時における酸化を抑制するため、焼鈍は、窒素に２０％以下の水素を混入し、露点が－６０～０℃の雰囲気で行うことが好ましい。操業負荷も考慮すると、窒素に２～８％の水素を混入し、露点が－５０～－１０℃の雰囲気がより好ましい。
　冷延鋼板の表面に溶融めっきを施し、溶融めっき鋼板とする。溶融めっきは、焼鈍後の冷却途中で行ってもよく、また、焼鈍後に再加熱して行ってもよい。
　溶融めっき鋼板は、鋼板表面に、Ｚｎ、Ｚｎ合金、Ａｌ、Ａｌ合金、Ｓｎ－Ｚｎ等の溶融めっき層を形成したものが挙げられるが、耐食性を重視する場合には、Ｚｎ：１．０～８．８質量％、残部Ｓｎ及び不可避的不純物からなり、めっき付着量が片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2のＳｎ－Ｚｎ溶融めっき鋼板が好ましい。
　溶融めっき層の成分組成は、燃料タンクの内面と外面の耐食性のバランスに基づいて限定する。燃料タンクの外面は、完璧な防錆能を必要とするので、成形後に塗装を施す。塗装厚みが防錆能力を決定するが、鋼板は、溶融めっき層の防食能力で赤錆の発生を防止する。塗装が不十分の部位では、溶融めっき層の防食能力は極めて重要である。
　Ｓｎ基めっきにＺｎを添加して、めっき層の電位を下げ、犠牲防食能を付与する。そのために、めっき層に１．０質量％以上のＺｎを添加することが好ましく、より好ましくは３．０質量％以上のＺｎを添加する。
　しかし、Ｓｎ-Ｚｎ二元共晶点の８．８質量％を超えてＺｎを添加すると、融点が上昇して、Ｚｎ結晶の粗大化を促進し、また、めっき下層の金属間化合物層（いわゆる合金層）の過剰な成長を促進するので、Ｚｎは８．８質量％以下とし、好ましくは８．０質量％以下とする。
　Ｓｎ-Ｚｎめっきの付着量は、片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2とすることが好ましい。前記付着量が片面当り１０ｇ／ｍ2未満では、良好な耐食性を確保できず、また、前記付着量が１５０ｇ／ｍ2を超えると、めっきコストが上昇することに加え、層厚が不均一となって、めっき層がまだら模様（欠陥）を呈したり、また、溶接性が低下する。よって、Ｓｎ-Ｚｎめっきの付着量は、片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2とすることが好ましく、より好ましくは片面当り２０～１３０ｇ／ｍ2とする。
　Ｓｎ-Ｚｎめっきのめっき性を向上させるために、めっきの前に、Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきを施すことが好ましい。Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきは、Ｓｎ－Ｚｎめっきの濡れ性を高め、かつ、初晶Ｓｎを微細化して、耐食性を向上させるのに有効である。
　Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきは、めっき性（鋼板に対するめっき濡れ性）を劣化させるＳｉやＭｎを、高強度化に有効に使用するうえで重要な技術であり、本発明の特徴の一つでもある。なお、Ｆｅ－Ｎｉプレメッキは、Ｓｎ－Ｚｎめっき以外の、Ｚｎ、Ｚｎ合金、Ａｌ、Ａｌ合金などの溶融めっきの場合も、めっきの濡れ性を向上させる効果を発揮する。
　Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきにおいて、片面当りの付着量は、めっきの濡れ性の点から、０．２ｇ/ｍ2以上が好ましく、Ｎｉの割合は、初晶Ｓｎを微細化する点から、１０～７０質量％が好ましい。
　上記方法で製造された本発明の溶融めっき鋼板は、必要に応じ、溶融めっき層の表面にさらに電気めっき層を施してもよい。
　以下、発明例と比較例に基づいて、本発明鋼板の実施可能性及び効果について説明するが、発明例１～２０は、本発明の実施可能性及び効果を確認するために採用した例であり、本発明は、これらの発明例１～２０に限定されるものではない。本発明は、本発明の要旨を逸脱せず、本発明の目的を達成する限りにおいて、種々の条件を採用し得るものである。
　（実施例）
　表１及び表２（表１の続き）に示す成分組成の鋼スラブを溶製し、表３に示す温度及び時間でスラブ加熱した後、表３に示す仕上げ温度で熱間圧延を終了し、表３に示す巻取温度で巻き取り、厚さ３．６ｍｍの熱延板を得た。なお、表１及び表２に示す成分組成の残部は、Ｆｅ及び不可避的不純物である。表１及び表２における下線は、本発明の範囲外であることを示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002













Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　上記熱延鋼板を、酸洗後、表３に示す冷延率で冷間圧延に供し、厚さ１．１ｍｍの冷延鋼板にした。この冷延板に、表３に示す焼鈍温度で６０秒の焼鈍を施した。焼鈍した鋼板を、７５℃のＮａＯＨ　４０ｇ／Ｌ溶液中で電解脱脂し、その後３０℃のＨ２ＳＯ４　１２０ｇ／Ｌ溶液中で電解酸洗し、次いでＦｅ－Ｎｉめっきを、片面当り１ｇ／ｍ2施し、次いで、フラックス法で、Ｓｎ－Ｚｎめっきを施した。
　Ｆｅ－Ｎｉ合金めっき浴は、Ｎｉめっきのワット浴に対し、硫酸鉄を１００ｇ／Ｌ添加したものを使用した。フラックスとして、ＺｎＣｌ2－ＮＨ4Ｃｌ水溶液を、鋼板表面にロールで塗布した。
　表３に、Ｓｎ－Ｚｎめっき浴の組成を示す。浴温は２８０℃とし、めっき後、ガスワイピングにより、めっき付着量（片面当り）を調整した。表３に、めっき付着量（片面当り）を併せて示す。
　溶融めっき後の鋼板に、Ｃｒ3+主体の処理を施し、発明例及び比較例とする溶融Ｓｎ－Ｚｎめっき鋼板とした。一部の鋼板には、前記焼鈍後の冷却途中で、溶融Ｚｎめっきを施した。
　発明例及び比較例の溶融めっき鋼板について、引張り特性、深絞り加工の指標であるｒ値、耐二次加工脆性、拝み状シーム溶接部の低温靭性及び耐食性を評価した。評価方法は、以下の通りである。
　引張り特性は、溶融めっき鋼板から、引張り方向が圧延方向と並行になるようにＪＩＳ５号試験片を採取して引張試験を行い、引張強度（ＴＳ）、降伏強度（ＹＰ）、及び、伸び（Ｅｌ）を評価した。伸び（Ｅｌ）が２８％以上のものを合格とした。
　ｒ値は、溶融めっき鋼板から、圧延方向に平行方向、４５°方向、及び、直角方向の３方向について、ＪＩＳ５号引張試験片を採取して測定した。圧延方向に平行なｒ値をｒ0、４５°方向のｒ値をｒ45、直角方向のｒ値をｒ90とし、下記＜Ｃ＞式で求まるｒ値の平均値ｒaveで評価した。ｒaveが１．１０以上のものを合格とした。
　　ｒave＝（ｒ0＋２×ｒ45＋ｒ90）／４　　　　　・・・・＜Ｃ＞
　耐二次加工脆性は、溶融めっき鋼板から、直径９５ｍｍにブランク材を採取し、外径５０ｍｍのポンチで円筒絞りを行って作製した絞りカップを、図９に示すように、底角３０°の円錐台に逆さまに載せ、種々の温度条件の下で、高さ１ｍ位置から重さ５ｋｇの錘を落下させて、絞りカップに割れが発生しない最低の温度（耐二次加工脆性温度）を求めて評価した。
　耐二次加工脆性温度は、鋼板の板厚及び試験方法で変化するが、冷延鋼板の板厚が１．１ｍｍである本実施例では、－５０℃以下を合格とした。
　拝み状シーム溶接部の靭性は、図６に示す試験片を作製し、溶融めっき鋼板１ａ、１ｂの水平部をチャックで固定し、種々の温度で、２００ｍｍ／ｍｉｎ．の速度で引っ張り、破断後の破面を調査し、脆性破面と延性破面が５０％ずつとなる温度を延性－脆性遷移温度（℃）として求めて評価した。－４０℃以下のものを合格とした。
　耐食性は、実際の燃料タンクの環境よりも厳しい試験である塩水噴霧試験（ＳＳＴ）をＪＩＳ　Ｚ　２３７１に基づき実施して評価した。１０００時間後の赤錆び発生率が１０％以下のものを合格とした。
　以上の評価結果を表４に示す。
　















































Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表４に示すように、発明例Ｎｏ.１の溶融めっき鋼板は、耐食性が良好であり、伸び（Ｅｌ）が３１．９％、ｒaveが１．３５で優れた加工性を有し、耐二次加工脆性温度、及び拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度ともに低温で良好であった。
　発明例Ｎｏ.２の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が４０．３％、ｒaveが１．７７と優れた加工性を有するとともに、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。
　発明例Ｎｏ.３の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が３６．９％、ｒaveが１．６０と優れた加工性を有するとともに、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。
　発明例Ｎｏ.４の溶融めっき鋼板は、耐食性が良好であり、伸び（Ｅｌ）が２９．０％、ｒaveが１．２０と優れた加工性を有し、耐二次加工脆性温度及び拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度は、ともに低温で良好であった。
　発明例Ｎｏ.５の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が３０．９％、ｒaveが１．３０と優れた加工性を有するとともに、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。
　発明例Ｎｏ.６の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が４３．２％、ｒaveが１．９８と優れた加工性を有するとともに、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。
　発明例Ｎｏ.７の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が４２．４％、ｒaveが１．９１と優れた加工性を有するとともに、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。
　発明例Ｎｏ.８の溶融めっき鋼板も、伸び（Ｅｌ）が３６．７％、ｒaveが１．５９と優れた加工性を有するとともに、めっき性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性も優れていた。同様に、発明例Ｎｏ．９～２０の溶融めっき鋼板も、加工性、耐食性、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性が優れていた。
　一方、Ｃが本発明範囲から外れた比較例Ｎｏ.２１の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）が２４．３％、ｒaveが１．０５と低く、加工性が、発明例の溶融めっき鋼板に比べて劣り、さらに、拝み状シーム溶接部の靭性も劣っていた。
　Ｓｉが本発明範囲から外れた比較例Ｎｏ．２２の溶融めっき鋼板は、ＳＳＴ赤錆び発生率が９０％を超え、耐食性が低かった。Ｍｎが本発明範囲の上限を超える比較例Ｎｏ．２３の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが、発明例の溶融めっき鋼板に比べて低く、加工性が劣り、さらに、めっき性及び拝み状シーム溶接部の靭性も劣っていた。
　Ｐが本発明範囲から外れた比較例Ｎｏ．２４の溶融めっき鋼板は、耐二次加工脆性及び拝み状シーム溶接部の靭性が、発明例の溶融めっき鋼板に比べ、劣っていた。Ｔｉが本発明範囲未満の比較例Ｎｏ．２５の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが低く、加工性が劣っていた。
　Ｔｉが本発明範囲を超え、かつ、ＴＢ＊が本発明範囲を下回る比較例Ｎｏ.２６の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが低く、さらに、拝み状シーム溶接部の靭性も、発明例の溶融めっき鋼板よりも劣っていた。
　Ｎｂが本発明範囲未満の比較例Ｎｏ．２７の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが低く、本発明の目的に合致しない。また、溶融めっき層が、溶融Ｚｎめっき層なので、発明例の溶融めっき鋼板に比べ、耐食性が劣る。
　Ｂが本発明範囲未満の比較例Ｎｏ．２８の溶融めっき鋼板は、耐二次加工脆性温度が－２０℃であり、発明例の溶融めっき鋼板に比べ、劣っていた。また、溶融めっき層におけるＺｎ量が低いために、十分な犠牲防食効果が発現せず、耐食性が劣る。
　Ｂが本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．２９の溶融めっき鋼板は、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが低く、また、拝み状シーム溶接部の延性脆性遷移温度も高く、溶接部の靭性が劣っていた。さらに、溶融めっき層のＺｎ量が多く、Ｓｎ初晶が現れずに共晶セル粒界のＺｎ偏析、及び、粗大Ｚｎ結晶の成長が助長されて、耐食性が低下した。
　［Ｐ］が１０×［Ｂ］＋０．０３を超える比較例Ｎｏ．３０及びＮｏ．３１の溶融めっき鋼板は、耐二次加工脆性温度がいずれも－３０℃であり、発明例の溶融めっき鋼板と比較して、劣っており、また、拝み状シーム溶接部の靭性も低い。
　また、比較例Ｎｏ．３１の溶融めっき鋼板は、めっき付着量が少なく耐食性に劣り、比較例Ｎｏ．３０の溶融めっき鋼板は、めっき付着量が多くて、めっき表面が模様状となり表面性状が劣化するとともに、溶接性が低下した。
　Ａｌが本発明範囲未満の比較例Ｎｏ．３２の溶融めっき鋼板は、脱酸不足により酸化物が鋼中に生じたため、伸び（Ｅｌ）及びｒaveが低く、加工性が劣るとともに、拝み状シーム溶接部の延性脆性遷移温度も高く、溶接部の靭性が劣っていた。
　Ａｌが本発明範囲を超える比較例Ｎｏ．３３及びＮｏ．３４の溶融めっき鋼板は、拝み状シーム溶接部の靭性及び耐二次加工脆性が発明例の溶融めっき鋼板に比べ劣っているとともに、伸び（Ｅｌ）やｒaveも低く加工性が劣っていた。
　前述したように、本発明によれば、３４０ＭＰａ以上５４０ＭＰａ未満の引張強度と、自動車分野、特に、燃料タンクに適用可能なプレス成形性と、低温での優れた耐二次加工脆性と拝み状溶接部靭性と、優れた耐食性を有するプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を提供することができる。
　そして、本発明のプレス加工用溶融めっき高強度鋼板で製造した燃料タンクは、バイオ燃料に対して優れた効果を発揮する。したがって、本発明は、産業上の利用可能性が高い。
　１ａ、１ｂ　　溶融めっき鋼板
　２　　溶接部（拝み状シーム溶接部）
　３　　絞りカップ
　４　　円錐台
　５　　錘

Claims (8)

  1. 　冷延鋼板の表面に溶融めっき層を有する高強度鋼板において、
    　上記冷延鋼板が、質量％で、
    Ｃ　：０．０００５～０．００５０％、
    Ｓｉ：０．３０％以下、
    Ｍｎ：０．７０～３．００％、
    Ｐ　：０．０５％以下、
    Ｔｉ：０．０１～０．０５％、
    Ｎｂ：０．０１～０．０４％、
    Ｂ　：０．０００５～０．００３０％、
    Ｓ　：０．０１％以下、
    Ａｌ：０．０１～０．３０％、及び、
    Ｎ：０．０００５～０．０１０％を含有し、残部Ｆｅ及び不可避的不純物からなり、
    　Ｔｉ含有量（％）を［Ｔｉ］、Ｂ含有量（％）を［Ｂ］、Ｐ含有量（％）を［Ｐ］として、下記＜Ａ＞式で定義するＴＢ＊が０．０３～０．０６であり、かつ、［Ｂ］及び［Ｐ］が下記＜Ｂ＞式を満足することを特徴とする低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
    　ＴＢ＊＝（０．１１－［Ｔｉ］）／（ｌｎ（［Ｂ］×１００００））・・・＜Ａ＞
    　［Ｐ］≦１０×［Ｂ］＋０．０３・・・＜Ｂ＞
  2. 　前記冷延鋼板が、さらに、質量％で、
    Ｃｕ：０．００５～１％、
    Ｎｉ：０．００５～１％、
    Ｃｒ：０．００５～１％、及び、
    Ｍｏ：０．０００５～１％の１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
  3. 　前記溶融めっき層が、Ｚｎ：１．０～８．８質量％、残部Ｓｎ及び不可避的不純物からなり、めっき付着量が、片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2であることを特徴とする請求項１または２に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
  4. 　前記高強度鋼板を絞り比１．９で加工した後の耐二次加工脆性温度が－５０℃以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
  5. 　前記高強度鋼板の拝み状シーム溶接部の延性－脆性遷移温度が－４０℃以下であることを特徴とする請求項１～４のいずれか１項に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板。
  6. 　請求項１～５のいずれか１項に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板を製造する製造方法において、
    　請求項１または２に記載の冷延鋼板の成分組成と同じ成分組成を有する溶鋼を連続鋳造してスラブを得る工程、
    　上記スラブを、１０５０～１２４５℃で５時間以内加熱した後、Ａr3～９１０℃の仕上げ温度で熱間圧延を終了して熱延鋼板とし、その後、７５０℃以下の温度で巻き取り熱延コイルを得る工程、
    　上記熱延鋼板を５０％以上の冷延率で冷間圧延して冷延鋼板とし、その後、冷延コイルを得る工程、及び、
    　上記冷延鋼板を再結晶温度以上の温度で焼鈍し、その後、溶融めっきを施す工程
    を有することを特徴とする低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
  7. 　前記溶融めっきを施す工程において、Ｚｎ：１．０～８．８質量％、残部Ｓｎ及び不可避的不純物からなり、めっき付着量が片面当り１０～１５０ｇ／ｍ2の溶融めっきを施すことを特徴とする請求項６に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
  8. 　前記溶融めっきを施す工程において、溶融めっきを施す前に、Ｆｅ－Ｎｉのプレめっきを施すことを特徴とする請求項６又は７に記載の低温靭性と耐食性に優れたプレス加工用溶融めっき高強度鋼板の製造方法。
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