JP3376590B2

JP3376590B2 - 伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法

Info

Publication number: JP3376590B2
Application number: JP23688291A
Authority: JP
Inventors: 俊介豊田; 浩木村; 雅司堀; 正行木下; 智良大北
Original assignee: JFE Engineering Corp
Current assignee: JFE Engineering Corp
Priority date: 1991-08-26
Filing date: 1991-08-26
Publication date: 2003-02-10
Anticipated expiration: 2018-02-10
Also published as: JPH0551647A

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【産業上の利用分野】本発明は、ロアアームなどの自動
車足廻り部品等に好適に使用される成形性（とくに伸び
フランジ性）・耐食性に優れる高張力合金化溶融亜鉛メ
ッキ鋼板の製造方法に関する。

【０００２】

【従来の技術】近年、地球環境保護の機運が高まる中、
自動車にはCO₂ガス排出量低減のために燃費低減が強く
求められている。そのための有力な対策の一つとして車
体の軽量化があり、使用する鋼板を高強度化、薄肉化す
る努力が続けられている。その中でも、ロアアームなど
の自動車足廻り部品に使用される熱延鋼板は、伸びフラ
ンジ成形を主体とする過酷な成形を受けるために、高張
力でかつ優れたプレス成形性、とくに良好な伸びフラン
ジ性を有することが必要とされる。加えて、足廻り部品
は重要保安部品であるため、薄肉化には錆しろの低減に
見合う耐食性の向上が必須となる。また、車体の保証期
間に対する要求も年々長期化しており、この意味でも足
廻り部品への高耐食鋼板の要求が高まっている。このよ
うに、加工性が良好で且つ耐食性に優れた熱延高強度鋼
板が強く求められている。

【０００３】これらの要求に対して、これまでにも耐食
性に優れる高張力合金化溶融亜鉛メッキ熱延鋼板に加工
性を付与する技術が提案されている。即ち、特開昭６３
−１４９３２１号ではＣＧＬ前の熱延条件を規制し、加
工性を付与する技術の開示がなされている。一方、特公
昭６０−４９６９８号でも、ＣＧＬでの加熱温度、冷却
速度を限定することにより高張力合金化溶融亜鉛メッキ
熱延鋼板に加工性を付与する技術の提案が行なわれてい
る。

【０００４】

【発明が解決しようとする課題】前者の方法ではメッキ
性を劣化させるSiを抑制することに伴う強度の低下を、
P添加によって補っているが、P添加は合金化を困難にす
る問題がある。

【０００５】又後者の方法ではプレス成形性を確保する
ためにＣＧＬ熱履歴を限定し、さらにMoを添加すること
によりフェライト＋マルテンサイト組織としている。し
かし、マルテンサイト相を得るために高価な添加元素を
必要としておりコスト的に不利である。また、フェライ
ト＋マルテンサイト組織は良好な強度−延性バランスを
示すが、伸びフランジ性には有利な組織とは言えない。

【０００６】以上のように、高張力合金化溶融亜鉛メッ
キ鋼板に良好な加工性を付与する目的で、ＣＧＬ熱履歴
を限定し組織を制御する試みがいくつかなされてきた
が、ＣＧＬでは亜鉛メッキを施すという制約のために、
その熱履歴には自ずと制限が存在し、十分な加工性を付
与するに至っていない。

【０００７】本発明は従来技術の以上の様な問題に鑑み
創案されたもので、良好な加工性、特に高伸びフランジ
性を有する高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を低コスト
で、且つ安定して製造する方法を提供せんとするもので
ある。

【０００８】

【課題を解決するための手段】そのため、発明者等はＣ
ＧＬ前組織と高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の加工性
との関係を鋭意検討し、その結果ＣＧＬ前組織を特定の
組織とすることによりＣＧＬ後の鋼板の加工性を従来の
それよりも向上させ、合金化溶融亜鉛メッキ処理に伴う
加工性の劣化という問題を有利に解決する方法を発明し
た。

【０００９】即ち本発明法は、熱延条件を限定しＣＧＬ
前組織を調整することにより、合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造にあたって不可避的に加えられるＣＧＬ熱履歴
を経た後に優れた加工性、特に優れた伸びフランジ性を
有する高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を製造する方法
を提供するものであって、次の様な構成を有している。

【００１０】重量％でC：0.04〜0.10％、Si：0.005〜0.
15％、Mn：1.0〜2.0％、S：0.0002〜0.0010％、Sol.A
l：0.005〜0.050％、N：0.0010〜0.0030％を含有し、残
部Fe及び他の不可避的不純物からなる鋼に対し、Ar₃〜
(Ar₃＋50℃)を仕上げ温度として熱延を行ない、続いて
直ちに50〜200℃／sの冷却速度で620〜680℃の温度域に
冷却すると共に、その後3〜7秒保持し又は空冷し、次い
で50〜150℃／sの冷却速度で350〜450℃の温度に冷却し
て巻取り、酸洗後、Ac₁〜（Ac₁＋70℃）の（α＋γ）２
相共存域温度に5秒〜1分加熱均熱し、メッキ温度まで冷
却し溶融亜鉛メッキを施し、その後470〜550℃で合金化
処理し、冷却し、更に伸長率0.5〜3.0％の範囲でスキン
パスを行なう。これらの工程を経て、極めて微細なフェ
ライト相と低温変態相の複合組織からなる伸びフランジ
性に優れた高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得られ
る。

【００１１】又、第２発明では上記構成に加えて添加元
素としてNbを含むもので、上記第１発明の鋼成分を有す
る他、Nb：0.005〜0.030wt％を含むものである。

【００１２】更に、第３発明では上記第１発明の構成に
於ける合金化処理の工程を誘導加熱により行なうもので
ある。

【００１３】一方、第４発明では上記第２発明の構成に
於ける合金化処理の工程を誘導加熱により行なうもので
ある。

【００１４】本発明は、熱延条件を限定しＣＧＬ前組織
を微細なフェライト＋ベイナイトの複合組織に作り込む
ことによって、ＣＧＬ後も良好な加工性、特に高伸びフ
ランジ性を有する鋼板が製造されるということを最大の
特徴としている。そこで、本発明を組織形成の観点から
説明する。

【００１５】仕上げ圧延終了直後の急冷、中間温度での
保持又は空冷によって微細なオーステナイト相から微細
なフェライト相が生成する。この時の高い冷却速度は、
フェライト相の核生成を促進し、微細なフェライト相を
得るために重要である。又短時間の中間温度保持によっ
て、パーライトを生成させることなく、適量のフェライ
ト相を析出させることができる。そして巻取温度を350
〜450℃の間にすることで、微細なベイナイト相を第二
相とする複合組織を得ることができる。

【００１６】熱延後の組織をこのような微細なフェライ
ト＋ベイナイトの複合組織とすることにより、次なるＣ
ＧＬでのメッキ前焼鈍加熱時に微細なオーステナイト相
が生成し、このオーステナイト相は、メッキ浴、合金化
炉での熱履歴を経た後、微細な低温変態相を形成し、微
細なフェライト＋低温変態相の複合組織を持つ加工性、
特に伸びフランジ性の良好な、合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板を得ることができる。しかし、仮にＣＧＬ前組織がパ
ーライトを含むと、再加熱後に微細な低温変態相が得ら
れず、加工性の良好な合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を得る
ことができない。又ＣＧＬ前組織をマルテンサイトを含
む組織とすると、鋼板の形状制御性が悪くなりＣＧＬ通
板時に問題が生じることになる。

【００１７】以下、本発明における構成要件の限定理由
を説明する。

【００１８】先ず、本発明による鋼板の化学成分範囲の
限定理由を説明する。

【００１９】C：Cはベイナイトを生成させ、目標とする
強度を確保するために必須な元素である。本発明で対象
とする50〜60Kgf／mm²の強度を得るには、0.04％以上が
必要でありこれを下限とする。一方0.10％を超えると加
工性、溶接性が悪化するのでこれを上限とする。

【００２０】Si：Siは0.15％を超えるとメッキ付着性が
悪化するので極力低減する。一方、製鋼での経済性を考
慮して0.005％を下限とした。

【００２１】Mn：Mnはベイナイト組織形成に不可欠の元
素であり、固溶強化をもたらし、必要な強度と所望の組
織を得るためには少なくとも1.0％必要でありこれを下
限とする。一方、2.0％を超えると溶接性、加工性が悪
化するのでこれを上限とする。

【００２２】S：SはMnとA系介在物を作り、伸びフラン
ジ性を低下させる不純物元素であるので、極力低減する
ことが望ましい。S量が0.0010％を超えた場合穴拡げ性
は悪化するのでこれを上限とした。一方製鋼での経済性
を考慮して0.0002％を下限とした。

【００２３】Sol.Al：Sol.Alはその脱酸作用で鋼の清浄
度を高める効果が期待できる。添加量が0.005％に満た
ないとその添加効果に乏しいのでこれを下限とした。一
方0.050％を超えて添加してもその効果は飽和し、又メ
ッキ付着性が悪化するのでこれを上限とする。

【００２４】N：Nは伸びフランジ性を劣化させる不純物
であるので、悪影響が顕著となる0.0030％を上限とし
た。一方、製鋼での経済性から0.0010％を下限とする。

【００２５】Nb：Nbはその炭窒化物を析出させることに
より組織の微細化、析出強化が期待できる。添加量が0.
005％に満たないとその添加効果に乏しいのでこれを下
限とした。一方、0.030％を超えて添加してもその効果
は飽和し、又延性が悪化するのでこれを上限とした。

【００２６】次に、熱延条件及びＣＧＬ条件の限定理由
を説明する。

【００２７】仕上げ圧延温度：熱延終了後の組織を微細
なフェライト相とベイナイト相からなる複合組織とする
ためにオーステナイト相の微細化を図る必要がある。そ
のためにはAr₃〜（Ar₃＋50℃）の温度範囲で仕上げ圧延
を行なう必要がある。仕上げ圧延温度が（Ar₃＋50℃）
を超えるとオーステナイト粒が粗大となり微細なフェラ
イトとベイナイトの複合組織が得られなくなり、加工性
が低下する。一方、仕上げ圧延温度がAr₃未満ではフェ
ライト粒内に圧延歪が蓄積され加工性が劣化する。

【００２８】本発明者らは、下記表１に示すＡ鋼を用い
て仕上げ温度〜（仕上げ温度＋50℃）の温度範囲での圧
下率と合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の穴拡げ（λ値）の関
係を調査（他の条件は本発明条件として）し、図１に示
す結果を得た。

【００２９】

【表１】

【００３０】同図から明らかなように70％以上の圧下率
でλ値は非常に優れた値となるが、これは仕上げ圧延終
了直後の組織が十分に微細なオーステナイト相となるた
めと考えられる。ここで、90％を超える圧下はミル能力
からみて困難である。従って、仕上げ温度〜（仕上げ温
度＋50℃）の温度範囲で合計70〜90％の圧下率を採るこ
とが望ましい。

【００３１】仕上げ圧延終了直後の急冷条件：本発明者
らは、前記表１に示すＡ鋼を用いて仕上げ圧延直後の冷
却速度と合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の穴拡げ率（λ値）
の関係を調査（他の条件は本発明条件として）し、図２
に示す結果を得た。同図から明らかなように冷却速度が
50〜200℃／sの範囲のときλ値は良好な値を示す。しか
し冷却速度が50℃／s未満あるいは、200℃／sを超える
とλ値は低下する。これは冷却速度が50℃／sに満たな
いと、Ar₃温度直上の仕上げ圧延で生じたオーステナイ
ト相から生成するフェライト相が十分に微細な状態とな
らないためと考えられる。また、冷却速度が200℃／sを
超えると次の中間保持温度の制御性が悪化するためλ値
が低下すると考えられる。以上の理由により、仕上げ圧
延直後の冷却速度を50℃／s〜200℃／sに限定する。

【００３２】中間温度域での保持又は空冷条件：適量の
フェライト相を生成させるためには620〜680℃の温度域
で3〜7秒の保持が必要不可欠である。これは保持又は空
冷時間が3秒未満では必要なフェライト量が得られな
い。一方、実機での操業性、生産性を考慮して7秒をそ
の上限とした。

【００３３】保持又は空冷から巻取温度までの冷却速
度：この工程の急冷速度の下限はパーライトの生成を避
けることから規定される。つまり冷却速度が50℃／s未
満ではパーライトノーズにかかり、適正な複合組織とな
らないため優れた伸びフランジ性が達成できない。一
方、150℃／sを超えると次の巻取温度の制御性が低下し
材質の安定性を低下させるためこれを上限とする。

【００３４】巻取温度：適正なＣＧＬ前組織、すなわち
微細なフェライト相とベイナイト相からなる複合組織を
得るために、巻取温度は350〜450℃としなければならな
い。巻取温度が450℃を超えるとパーライト相が生成
し、伸びフランジ性が低下する。一方、巻取温度が350
℃を下回るとマルテンサイト相が生成し、鋼板の形状制
御性が悪化する。

【００３５】メッキ前焼鈍条件：本発明者らは、前記表
１に示すＡ鋼を用いてＣＧＬ焼鈍温度と合金化溶融亜鉛
メッキ鋼板の（TS×λ）の値との関係を調査（他の条件
は本発明条件として）し、図３に示す結果を得た。ここ
で（TS×λ）値は鋼板の強度−伸びフランジ性バランス
を示す。同図から明らかなように、焼鈍温度がAc₁〜（A
c₁＋70℃）の温度範囲のとき鋼板の強度−伸びフランジ
性バランスは最良となる。これは、熱延巻取後に微細な
フェライト相とベイナイト相の複合組織とした鋼板をAc
₁〜（Ac₁＋70℃）の温度範囲に加熱すると、微細なベイ
ナイト相より優先的にC濃度の高い微細なオーステナイ
ト相が形成され、これが冷却時に微細な低温変態相とな
り強度−伸びフランジ性バランスを良好にするためと考
えられる。一方、加熱温度がAc₁温度より低いとオース
テナイト相が形成されず、ＣＧＬ後の組織に微細な低温
変態相が得られず強度が低下し、強度−伸びフランジ性
バランスは劣化するのでこの温度を下限とする。また、
加熱温度が（Ac₁＋70℃）を超えると、オーステナイト
相中のC濃度が低下し、またオーステナイト相が粗大化
し、ＣＧＬ後の組織にパーライト相が形成され強度が低
下し、強度−伸びフランジ性バランスは劣化するのでこ
の温度を上限とする。さらに、Ac₁〜（Ac₁＋70℃）での
加熱時間が5秒〜1分のときにC濃度の高い微細なオース
テナイト相が形成される。加熱時間が5秒に満たない
と、十分なオーステナイト相が形成されずＣＧＬ後の強
度が低下するのでこれを下限とした。一方、加熱時間が
1分を超えるとオーステナイト相中のC濃度が低下し、ま
た微細なオーステナイト相が得られず、ＣＧＬ後の伸び
フランジ性が低下するのでこれを上限とした。

【００３６】合金化温度：メッキ後の合金化温度は470
〜550℃とする。合金化温度が470℃より低いと短時間に
十分な合金化が進まないためこの温度を下限とする。一
方、合金化温度が550℃を超えると合金化相中のFe％が
高くなり、加工性、耐食性が劣化するためこの温度を上
限とする。

【００３７】誘導加熱による合金化：図４は、前記表１
中のＡ鋼及びＥ鋼を用いて、合金化をガスバーナ加熱炉
と誘導加熱炉で行い、（他の条件は本発明条件として）
合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の穴拡げ率（λ値）を比較し
たものである。同図から、合金化処理を誘導加熱で行な
うことによりより優れたλ値が得られることがわかる。
これは、誘導加熱炉では鋼板表面だけを加熱できるため
鋼板の加工性がさらに向上するものと考えられる。

【００３８】スキンパス伸長率：図５に、前記表１に示
された本発明のＡ鋼を用いて、本発明の熱延条件及びＣ
ＧＬ条件で製造した板厚2.6mmの合金化溶融亜鉛メッキ
鋼板にスキンパスを行ったときの穴拡げ率に及ぼすスキ
ンパス伸長率の影響を示した。この図より、合金化溶融
亜鉛メッキを施した鋼板に伸長率0.5〜3.0％のスキンパ
スを施すと、伸びフランジ性がさらに向上することがわ
かる。このスキンパスによる伸びフランジ性の改善効果
の原因は必ずしも明確でないが、表面粗さの低下が伸び
フランジ成形に良好に作用するためであろうと考えられ
る。伸長率が0.5％未満であると伸びフランジ性の改善
効果は小さくこれを下限とした。一方、伸長率が3.0％
を超えると伸びフランジ性は劣化するのでこれを上限と
した。

【００３９】

【実施例】以下本発明法の具体的実施例につき詳述す
る。

【００４０】＜実施例１＞発明者等は、まず前記表１
に示す成分組成を有する１０種の鋼を溶製した。このう
ち鋼Ａ〜Ｅが本発明規定成分を満足する鋼であり、鋼Ｆ
〜Ｊは比較鋼である。このＡ〜Ｊの鋼を表２の条件（本
発明で規定された範囲内）で熱延・酸洗・メッキ・合金
化・スキンパスを行い、板厚2.6mmの合金化溶融亜鉛メ
ッキ鋼板を製造した。

【００４１】

【表２】

【００４２】これらの鋼板の機械的性質を調べるために
引張試験、穴拡げ試験を行い、その結果を表３に示し
た。なお、同表では穴拡げ試験で伸びフランジ性を評価
している。

【００４３】

【表３】

【００４４】ここで、穴拡げ率(λ)とは前記合金化溶融
亜鉛メッキ鋼板に直径10mmの円形の穴を打抜き、この穴
に60゜円錐ポンチを押し当て穴拡げ加工を行い、穴縁に
亀裂を生じた時点での穴の拡大率のことであり、次式に
よって計算した。 λ(％)＝｛(ｄ_b−ｄ_i)／ｄ_i｝×100 但し、ｄ_iは初期穴径(mm)、ｄ_bは亀裂発生時穴径(mm)を
それぞれ表す。

【００４５】同表から本発明で規定された成分組成を有
するＡ〜Ｅの鋼では、強度−延性バランスを示す(TS×E
l)の値が1700Kgf／mm²・％以上で且つ強度−伸びフラン
ジ性バランスを示す(TS×λ)の値が6000Kgf／mm²・％以
上の高い値を有する50〜60Kgf／mm²級の強度レベルの伸
びフランジ性に優れた合金化溶融亜鉛メッキ鋼板が得ら
れることがわかる。特に、鋼ＥのNb添加鋼を用いた実施
例５によって得られた鋼板は、より優れた伸びフランジ
性を示すことがわかる。

【００４６】これに対して、鋼の組成が本発明から外れ
ている鋼Ｆ、Ｉ、Ｊの比較例６、９、１０の合金化溶融
メッキ鋼板は、(TS×λ)が5000Kgf／mm²・％程度であっ
て伸びフランジ性が低い。これは微細なフェライトと低
温変態相よりなる最適な複合組織が得られていないため
である。Mn含有量の低い鋼Ｈの比較例８では、強度が不
足し、伸びフランジ性も劣る。また、Si含有量の高い鋼
Ｇの比較例７では、機械特性は良好であるがメッキ付着
性が不良となる。

【００４７】＜実施例２＞前記した表１のＡ〜Ｄ鋼を
用いて表４に示すように熱延、焼鈍、合金化、スキンパ
スの各条件を種々変化させて板厚2.6mmの合金化溶融亜
鉛メッキ鋼板を製造した。このようにして得られた鋼板
の機械試験値を表５に示す。

【００４８】

【表４】

【００４９】

【表５】

【００５０】本発明で規定された範囲内の条件で製造さ
れた本発明例１１〜１８では、強度−延性バランスを示
す（TS×El）の値が1700Kgf／mm²・％以上で且つ強度−
伸びフランジ性バランスを示す（TS×λ）の値が6000Kg
f／mm²・％以上の高い値を有する50〜60Kgf／mm²級の強
度レベルの伸びフランジ性に優れた合金化溶融亜鉛メッ
キ鋼板が得られている。一方本発明法の熱延、焼鈍、合
金化、スキンパスの各条件のいずれかを満足していない
比較例１９〜２１、２４〜３３、３５、３６では、（TS
×λ）の値は6000Kgf／mm²・％以下で、本発明例に比べ
て強度−伸びフランジ性バランスが劣る。これは、比較
例では本発明でいう組織の適正化が達成されていないた
めであると考えられる。また、中間保持温度の低い比較
例２２、２３では伸びフランジ性は良好であるが、（TS
×El）の値が1600Kgf／mm²・％以下で、強度−延性バラ
ンスが劣る。また、合金化処理温度の低い比較例３４で
は合金化不良となる。

【００５１】

【発明の効果】以上説明したように、この本発明によれ
ば、現行の熱間圧延工程、連続合金化溶融亜鉛メッキ工
程に格別な変更を加えることなく、しかも格別に高価な
素材を使用せずに加工性、特に伸びフランジ性に優れた
高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板を低コストで、且つ安
定して製造することができるようになる。

【図面の簡単な説明】

【図１】仕上げ温度〜（仕上げ温度＋50℃）の温度範囲
での圧下率と伸びフランジ性（穴拡げ率）の関係を示す
グラフである。

【図２】仕上げ圧延直後の冷却速度と伸びフランジ性
（穴拡げ率）の関係を示すグラフである。

【図３】ＣＧＬ焼鈍温度と強度−伸びフランジ性バラン
ス（TS×λ）の関係を示すグラフである。

【図４】合金化処理の加熱方法と伸びフランジ性（穴拡
げ率）の関係を示すグラフである。

【図５】スキンパス伸長率と伸びフランジ性（穴拡げ
率）の関係を示すグラフである。

───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.⁷ 識別記号ＦＩＣ２２Ｃ 38/06 Ｃ２２Ｃ 38/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 Ｃ２３Ｃ 2/06 2/28 2/28 (72)発明者木下正行東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (72)発明者大北智良東京都千代田区丸の内一丁目１番２号日本鋼管株式会社内 (56)参考文献特開昭56−136928（ＪＰ，Ａ) 特開昭57−145925（ＪＰ，Ａ) 特開昭56−133424（ＪＰ，Ａ) 特開昭60−184629（ＪＰ，Ａ) 特開昭57−116767（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.⁷，ＤＢ名) C21D 9/46 C21D 8/02 C22C 38/00 301 C22C 38/06 C23C 2/06 C23C 2/28

Claims

(57)【特許請求の範囲】

【請求項１】重量％でC：0.04〜0.10％、Si：0.005〜
0.15％、Mn：1.0〜2.0％、S：0.0002〜0.0010％、Sol.A
l：0.005〜0.050％、N：0.0010〜0.0030％を含有し、残
部Fe及び他の不可避的不純物からなる鋼に対し、Ar₃〜
(Ar₃＋50℃)を仕上げ温度として熱延を行ない、続いて
直ちに50〜200℃／sの冷却速度で620〜680℃の温度域に
冷却すると共に、その後3〜7秒保持し又は空冷し、次い
で50〜150℃／sの冷却速度で350〜450℃の温度に冷却し
て巻取り、酸洗後、Ac₁〜（Ac₁＋70℃）の（α＋γ）２
相共存域温度に5秒〜1分加熱均熱し、メッキ温度まで冷
却し溶融亜鉛メッキを施し、その後470〜550℃で合金化
処理し、冷却し、更に伸長率0.5〜3.0％の範囲でスキン
パスを行なうことを特徴とする伸びフランジ性に優れた
高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。
【請求項２】重量％でC：0.04〜0.10％、Si：0.005〜
0.15％、Mn：1.0〜2.0％、S：0.0002〜0.0010％、Sol.A
l：0.005〜0.050％、N：0.0010〜0.0030％、Nb:0.005〜
0.030％を含有し、残部Fe及び他の不可避的不純物から
なる鋼に対し、Ar₃〜(Ar₃＋50℃)を仕上げ温度として熱
延を行ない、続いて直ちに50〜200℃／sの冷却速度で62
0〜680℃の温度域に冷却すると共に、その後3〜7秒保持
し又は空冷し、次いで50〜150℃／sの冷却速度で350〜4
50℃の温度に冷却して巻取り、酸洗後、Ac₁〜（Ac₁＋70
℃）の（α＋γ）２相共存域温度に5秒〜1分加熱均熱
し、メッキ温度まで冷却し溶融亜鉛メッキを施し、その
後470〜550℃で合金化処理し、冷却し、更に伸長率0.5
〜3.0％の範囲でスキンパスを行なうことを特徴とする
伸びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼
板の製造方法。
【請求項３】重量％でC：0.04〜0.10％、Si：0.005〜
0.15％、Mn：1.0〜2.0％、S：0.0002〜0.0010％、Sol.A
l：0.005〜0.050％、N：0.0010〜0.0030％を含有し、残
部Fe及び他の不可避的不純物からなる鋼に対し、Ar₃〜
(Ar₃＋50℃)を仕上げ温度として熱延を行ない、続いて
直ちに50〜200℃／sの冷却速度で620〜680℃の温度域に
冷却すると共に、その後3〜7秒保持し又は空冷し、次い
で50〜150℃／sの冷却速度で350〜450℃の温度に冷却し
て巻取り、酸洗後、Ac₁〜（Ac₁＋70℃）の（α＋γ）２
相共存域温度に5秒〜1分加熱均熱し、メッキ温度まで冷
却し溶融亜鉛メッキを施し、その後470〜550℃で誘導加
熱を行なって合金化処理し、冷却し、更に伸長率0.5〜
3.0％の範囲でスキンパスを行なうことを特徴とする伸
びフランジ性に優れた高張力合金化溶融亜鉛メッキ鋼板
の製造方法。
【請求項４】重量％でC：0.04〜0.10％、Si：0.005〜
0.15％、Mn：1.0〜2.0％、S：0.0002〜0.0010％、Sol.A
l：0.005〜0.050％、N：0.0010〜0.0030％、Nb:0.005〜
0.030％を含有し、残部Fe及び他の不可避的不純物から
なる鋼に対し、Ar₃〜(Ar₃＋50℃)を仕上げ温度として熱
延を行ない、続いて直ちに50〜200℃／sの冷却速度で62
0〜680℃の温度域に冷却すると共に、その後3〜7秒保持
し又は空冷し、次いで50〜150℃／sの冷却速度で350〜4
50℃の温度に冷却して巻取り、酸洗後、Ac₁〜（Ac₁＋70
℃）の（α＋γ）２相共存域温度に5秒〜1分加熱均熱
し、メッキ温度まで冷却し溶融亜鉛メッキを施し、その
後470〜550℃で誘導加熱を行なって合金化処理し、冷却
し、更に伸長率0.5〜3.0％の範囲でスキンパスを行なう
ことを特徴とする伸びフランジ性に優れた高張力合金化
溶融亜鉛メッキ鋼板の製造方法。