JP2015113504A

JP2015113504A - 加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法

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Publication number: JP2015113504A
Application number: JP2013257363A
Authority: JP
Inventors: 中村　展之; Nobuyuki Nakamura; 展之中村; 櫻井　理孝; Michitaka Sakurai; 理孝櫻井; 鈴木　克一; Katsuichi Suzuki; 克一鈴木; 祐哉池原; Yuya Ikehara; 陽介原井; Yosuke Harai
Original assignee: JFE Steel Corp
Current assignee: JFE Steel Corp
Priority date: 2013-12-12
Filing date: 2013-12-12
Publication date: 2015-06-22
Anticipated expiration: 2033-12-12
Also published as: JP5924332B2

Abstract

【課題】延性および伸びフランジ性に優れ、かつ板厚方向の機械特性、特に硬さが均一な高強度溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：0.05〜0.3％、Si：0.01〜2.5％、Mn：0.5〜3.5％、Ｐ：0.003〜0.100％、Ｓ：0.02％以下およびAl：0.010〜1.5％を含有し、かつSiとAlの合計量が0.5〜2.5％であって、残部はFeおよび不可避的不純物からなる成分組成とすると共に、組織全体に対する面積率でフェライト相を20％以上、マルテンサイト相を10％以下（但し、０％を含む）、焼戻しマルテンサイト相を10〜60％含み、かつ組織全体に対する体積率で残留オーステナイト相を３〜10％含む組織とし、板厚方向の硬さばらつきΔHvを20以下とする。【選択図】なし

Description

本発明は、主に自動車、電気等の産業分野で使用される部材として好適な加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関するものである。

近年、地球環境保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。これに伴い、車体材料の高強度化により薄肉化を図り、車体そのものを軽量化しようとする動きが活発となってきている。

一般的に、鋼板を高強度化した場合には、鋼板の延性が低下し、成形時における加工性の低下を招く。このため、高強度と高加工性を兼ね備えた材料の開発が求められている。さらに、最近では、自動車への耐食性向上の要求の高まりも加味して、溶融亜鉛めっきを施した高強度鋼板への要望も高まっている。

このような要求に対して、これまでにフェライト、マルテンサイト二相鋼（DP鋼）や残留オーステナイトの変態誘起塑性を利用したTRIP鋼など、種々の複合組織型高強度溶融亜鉛めっき鋼板が開発されてきた。

例えば、特許文献１には、質量％で、Ｃ:0.05〜0.15％、Si:0.3〜1.5％、Mn:1.5〜2.8％、Ｐ:0.03％以下、Ｓ:0.02％以下、Al:0.005〜0.5％、Ｎ:0.0060％以下、残部がFeおよび不可避的不純物からなり、さらに(Mn％)/(Ｃ％)≧15かつ(Si％)/(Ｃ％)≧4を満たし、フェライト相中に体積率で３〜20％のマルテンサイト相と残留オーステナイト相を含む成形性の良い高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。
すなわち、特許文献１は、多量のSiを添加することにより残留オーステナイト相（残留γ相）を確保して高延性を達成し、これによって、加工性に優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ようとする技術である。

また、特許文献２には、伸びフランジ性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法として、焼鈍均熱後、溶融亜鉛めっき浴までの間にMs点以下まで強冷却し、生成したマルテンサイトを再加熱して焼き戻しマルテンサイトとすることにより、穴拡げ性を向上させる技術が開示されている。

さらに、特許文献３には、質量％でＣ：0.05〜0.3％、Si：0.01〜2.5％、Mn：0.5〜3.5％、Ｐ：0.003〜0.100％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.010〜1.5％を含有し、SiとAlの添加量の合計が0.5〜2.5％であり、残部が鉄および不可避的不純物からなり、組織は、面積率で、20％以上のフェライト相と10％以下（０％を含む）のマルテンサイト相と10％以上60％以下の焼戻しマルテンサイト相を有し、体積率で、３％以上10％以下の残留オーステナイト相を有し、かつ、残留オーステナイト相の平均結晶粒径を2.0μm以下とすることにより、優れた強度、延性および伸びフランジ性を有する高強度溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。

特開平11-279691号公報特開平6-93340号公報特開2009-203548号公報

しかしながら、特許文献１のようなDP鋼やTRIP鋼は、伸び特性には優れるものの、穴拡げ性が劣るという問題があった。ここに、穴拡げ性とは、加工穴部を拡張してフランジ成形させるときの加工性（伸びフランジ性）を示す指標で、伸び特性と共に高強度鋼板に要求される重要な特性である。

また、特許文献２では、マルテンサイトを再加熱して焼戻しマルテンサイトにすることにより、穴拡げ性は向上するものの、延性が低下するという問題があった。

さらに、特許文献３では、良好な延性および伸びフランジ性が得られるものの、時として、鋼板の板厚方向の機械特性、特に硬さにばらつきが生じることがあり、これにより、所望の機械特性が安定して得られないという問題があった。

本発明は、上記の問題を有利に解決するものであって、引張強さ（TS）：590MPa以上という高強度は言うまでもなく、延性および伸びフランジ性に優れ、かつ板厚方向の機械特性、特に硬さが均一な高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、その製造方法と共に提供することを目的とする。

発明者らは、上記の問題を解決すべく、鋭意検討を重ねた。
その結果、冷間圧延に先立ち、熱延板を適正な条件で焼鈍することで、鋼板の板厚方向の組織が改質され、これによって、硬さを含む板厚方向の機械特性のばらつきが大幅に軽減されるとの知見を得た。
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：0.05〜0.3％、
Si：0.01〜2.5％、
Mn：0.5〜3.5％、
Ｐ：0.003〜0.100％、
Ｓ：0.02％以下および
Al：0.010〜1.5％
を含有し、かつSiとAlの合計量が0.5〜2.5％であって、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
組織全体に対する面積率でフェライト相を20％以上、マルテンサイト相を10％以下（但し、０％を含む）、焼戻しマルテンサイト相を10〜60％含み、かつ組織全体に対する体積率で残留オーステナイト相を３〜10％含む組織を有し、
板厚方向の硬さばらつきΔHvが20以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

２．前記鋼板が、さらに、質量％で、Cr：0.005〜2.00％、Mo：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％およびCu：0.005〜2.00％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする前記１に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

３．前記鋼板が、さらに、質量％で、Ti：0.01〜0.20％およびNb：0.01〜0.20％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記１または２に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

４．前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：0.0002〜0.005％を含有することを特徴とする前記１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

５．前記鋼板が、さらに、質量％で、Ca：0.001〜0.005％およびREM：0.001〜0.005％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする前記１〜４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

６．前記溶融亜鉛めっきが、合金化溶融亜鉛めっきであることを特徴とする前記１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。

７．前記１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
前記１〜５のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、熱間圧延し、500℃以上Ａc₁点以下の温度域で１〜10時間保持する焼鈍処理を施したのち、圧下率が60％超となる冷間圧延を施し、
ついで、少なくとも500℃以上Ａc₁点以下の温度域における平均加熱速度を10℃/s以上として750〜900℃の温度域まで加熱し、該温度域で10秒以上保持したのち、平均冷却速度を10℃/s以上として750℃から（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の温度域まで冷却する連続焼鈍を施し、
さらに、350〜600℃の温度域まで再加熱して10〜600秒保持したのち、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

８．前記溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする前記７に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。

本発明によれば、引張強さ(TS)：590MPa以上であり、かつ高い延性と伸びフランジ性を有し、さらには板厚方向の硬さばらつきが小さい加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を安定して得ることができる。
そして、本発明により得られる高強度溶融亜鉛めっき鋼板を、例えば自動車構造部材に適用することにより、自動車の軽量化と衝突安全性向上との両立が可能となり、自動車車体の高性能化に大きく寄与することができる。

以下、本発明を具体的に説明する。
１）成分組成
まず、成分組成を前記の範囲に限定した理由について説明する。なお、各元素の含有量の単位は、特に断りがない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：0.05〜0.3％
Ｃは、オーステナイトを安定化させ、フェライト以外の相を生成しやすくするために必要な元素である。また、Ｃは、鋼板強度を上昇させるとともに、組織を複合化してTSとELのバランスを向上させる点でも、必要な元素である。Ｃ量が0.05％未満では、製造条件の最適化を図ったとしてもフェライト以外の相の確保が難しく、TSとELのバランスが低下する。一方、Ｃ量が0.3％を超えると、溶接部および熱影響部が硬化し、溶接部の機械特性が劣化する。従って、Ｃ量は0.05〜0.3％の範囲とする。好ましくは0.08〜0.15％の範囲である。

Si：0.01〜2.5％
Siは、鋼の強化に有効な元素である。また、Siは、フェライト生成元素であり、オーステナイト相中へのＣの濃化を促進すると共に炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイトの生成を促進する働きを有する。このような効果を得るためには、Siを0.01％以上添加する必要がある。ただし、Siの過剰な添加は、延性や表面性状、溶接性を劣化させるので、上限は2.5％とする。好ましくは0.7％〜2.0％の範囲である。

Mn：0.5〜3.5％
Mnは、鋼の強化に有効な元素であり、焼戻しマルテンサイト相等の低温変態相の生成を促進する働きを有する。このような効果を得るためには、Mnを0.5％以上添加する必要がある。ただし、Mnが3.5％を超えて過剰に添加されると、第二相分率の過剰な増加や固溶強化によるフェライトの延性劣化が著しくなり、成形性が低下する。従って、Mn量は0.5〜3.5％の範囲とする。好ましくは1.5〜3.0％の範囲である。

Ｐ：0.003〜0.100％
Ｐは、鋼の強化に有効な元素であり、この効果は0.003％以上で得られる。しかしながら、Ｐが0.100％を超えて過剰に添加されると、粒界偏析により脆化を引き起こし、耐衝撃性を劣化させる。従って、Ｐ量は0.003〜0.100％の範囲とする。

Ｓ：0.02％以下
Ｓは、MnSなどの介在物となって、耐衝撃特性の劣化や溶接部のメタルフローに沿った割れの原因になるので極力低い方が好ましいが、製造コストの面から0.02％以下とする。

Al：0.010〜1.5％
Alは、脱酸剤として作用して鋼の清浄度を改善する有用元素であり、通常、脱酸工程で添加される。このような効果を得るためには、Alは0.010％以上添加する必要がある。しかしながら、Alを過剰に添加すると、連続鋳造時における鋼片割れが発生する危険性が高まり、製造性が低下する。従って、Al量の上限は1.5％とする。

SiとAlの合計量：0.5〜2.5％
また、Alは、Siと同様にフェライト生成元素であり、オーステナイト相中へのＣの濃化を促進すると共に炭化物の生成を抑制することから、残留オーステナイト相の生成を促進する働きがある。このような効果は、AlとSiの合計量が0.5％未満では、十分に発現せず、所望の延性が得られない。一方、AlとSiの合計量が2.5％を超えると、鋼板中の介在物が増加し、延性を劣化させる。従って、AlとSiの合計量は0.5〜2.5％の範囲とする。好ましくは0.8〜2.0％の範囲である。

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、以下に述べる成分を必要に応じて適宜含有させることができる。
Cr：0.005〜2.00％、Mo：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％およびCu：0.005〜2.00％のうちから選ばれる１種または２種以上
Cr、Mo、Ｖ、NiおよびCuは、焼鈍温度からの冷却時にパーライト相の生成を抑制すると共に、低温変態相の生成を促進して鋼の強化に有効に働く。このような効果は、Cr、Mo、Ｖ、NiおよびCuのうちから選んだ少なくとも１種を0.005％以上含有させることで得ることができる。しかしながら、Cr、Mo、Ｖ、NiおよびCu量がそれぞれ2.00％を超えると、その効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Cr、Mo、Ｖ、NiおよびCu量はそれぞれ0.005％〜2.00％の範囲とする。

Ti：0.01〜0.20％およびNb：0.01〜0.20％のうちから選ばれる１種または２種
TiおよびNbは炭窒化物を形成し、鋼を析出強化により高強度化する作用を有する。このような効果は、TiおよびNbをそれぞれ0.01％以上含有させることで得ることができる。一方、TiおよびNbをそれぞれ0.20％を超えて含有させても、過度に高強度化し、延性が低下する。従って、TiおよびNb量はそれぞれ0.01％〜0.20％の範囲とする。

Ｂ：0.0002〜0.005％
Ｂは、オーステナイト相粒界からのフェライトの生成を抑制し、強度を上昇させる作用を有する。そのような効果は、Ｂを0.0002％以上含有させることで得ることができる。一方、Ｂ量が0.005％を超えると、その効果は飽和し、コストアップの要因となる。従って、Ｂ量は0.0002〜0.005％の範囲とする。

Ca：0.001〜0.005％およびREM：0.001〜0.005％のうちから選ばれる１種または２種
CaおよびREMはいずれも、硫化物の形態制御により加工性を改善する効果を有しており、必要に応じてCaおよびREMをそれぞれ0.001％以上含有させることができる。しかしながら、CaおよびREMの過剰な添加は清浄度に悪影響を及ぼす恐れがあるため、CaおよびREM量はそれぞれ0.005％以下とする。

本発明の鋼板において、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。ただし、Ｎは、鋼板の加工性等の劣化させない範囲として、0.01％以下の含有であれば許容できる。

２）鋼組織
次に、本発明の鋼板における鋼組織を前記の範囲に限定した理由を説明する。
フェライト相：組織全体に対する面積率で20％以上
フェライト相が、組織全体に対する面積率で20％未満であると、TSとELのバランスが低下する。このため、フェライト相は組織全体に対する面積率で20％以上とする。好ましくは50％以上である。

マルテンサイト相：組織全体に対する面積率で10％以下（但し、０％を含む）
マルテンサイト相は、鋼の高強度化には有効に働くが、組織全体に対する面積率で10％を超えて過剰に存在すると、λ（穴拡げ率）を大幅に低下させる。従って、マルテンサイト相は組織全体に対する面積率で10％以下とする。なお、マルテンサイト相を全く含まない、すなわち、マルテンサイト相が組織全体に対する面積率で０％であっても、本発明の効果には影響を及ぼさず、問題はない。

焼戻しマルテンサイト相：組織全体に対する面積率で10〜60％
焼戻しマルテンサイト相は鋼の強化に有効に働く。また、焼戻しマルテンサイト相は、マルテンサイト相に比べて穴拡げ性への悪影響が小さく、穴拡げ性の大幅な低下を招くことなしに、強度を確保することができる有効な相である。ここに、焼戻しマルテンサイト相が組織全体に対する面積率で10％未満では、強度確保が困難となる。一方、60％を超えると、TSとELのバランスが低下する。従って、焼戻しマルテンサイト相の組織全体に対する面積率は10〜60％の範囲とする。好ましくは20〜50％の範囲である。

残留オーステナイト相：組織全体に対する体積率で３〜10％、
残留オーステナイト相は、鋼の強化に寄与するだけでなく、鋼のTSとELのバランスの向上に有効に働く。このような効果は、残留オーステナイト相が組織全体に対する体積率で３％以上の場合に得られる。一方、残留オーステナイト相は、加工時にマルテンサイトに変態し、穴拡げ性を低下させるが、組織全体に対する体積率で10％以下とすることにより、穴拡げ性の低下を抑制することができる。従って、残留オーステナイト相の組織全体に対する体積率は３〜10％の範囲とする。好ましくは５〜８％の範囲である。

なお、一般的に残留オーステナイトが存在すると、残留オーステナイトのTRIP効果により延性が向上する。一方、歪の付加により残留オーステナイトが変態して生成するマルテンサイトは、非常に硬質なものとなり、その結果、主相であるフェライトとの硬度差が大きくなり、伸びフランジ性（穴拡げ性）を低下させることが知られている。
本発明では、鋼板の成分組成および組織を厳密に制御することにより、高い延性と高い伸びフランジ性を両立しており、残留オーステナイトが存在するにもかかわらず、高い伸びフランジ性を確保している。ここに、残留オーステナイトが存在しても高い伸びフランジ性を得ることできる理由については必ずしも明らかではないが、発明者らは、本発明の鋼組織が残留オーステナイトと焼戻しマルテンサイトの複合組織となっているためと考えている。

また、フェライト相、マルテンサイト相、焼戻しマルテンサイト相および残留オーステナイト相以外の相としては、パーライト相およびベイナイト相を含むことができる。ただし、延性および穴拡げ性確保の観点から、パーライト相やベイナイト相は３％以下とすることが望ましい。

なお、本発明におけるフェライト相、マルテンサイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積率は、次のようにして求めることができる。
すなわち、鋼板の圧延方向に平行な板厚断面を研磨後、３％ナイタールで腐食し、SEM(走査電子顕微鏡)を用いて1000〜3000倍の倍率で10視野観察し、これら画像をMedia Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”で画像解析処理して、フェライト相、マルテンサイト相および焼戻しマルテンサイト相の面積を求め、その全観察面積に占める割合を、各相の面積率とする。

また、残留オーステナイト相の体積率は、鋼板を板厚方向の1/4面まで研磨し、この板厚1/4面の回折Ｘ線強度により求めた。入射Ｘ線にはMoKα線を使用し、残留オーステナイト相の｛111｝、｛200｝、｛220｝、｛311｝面とフェライト相の｛110｝、｛200｝、｛211｝面のピークの積分強度の全ての組み合わせについて強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。

３）機械特性
本発明で目標とする鋼板の機械特性は次の通りである。
引張強さTS：590MPa以上
強度−伸びバランスTS×EL：22000MPa・％以上
穴拡げ率λ：70％以上
板厚方向の硬さばらつきΔHv：20以下

本発明では、上記の機械特性の中でも、板厚方向の硬さばらつきΔHvを20以下とすることが極めて重要である。というのは、板厚方向の硬さばらつきΔHvが20を超える場合、引張特性、穴拡げ性などの機械特性が安定して得られないからである。好ましくは板厚方向の硬さばらつきΔHvが15以下である。
ここに、この板厚方向の硬さばらつきΔHvを20以下とするには、冷間圧延に先立って行う焼鈍処理が特に重要である。この焼鈍処理については、後述する４）製造条件において、詳しく説明する。
なお、板厚方向の硬さばらつきΔHvは、鋼板の板厚方向に0.1mmピッチで全板厚にわたり断面硬さを測定し、得られた断面硬さの最大値と最小値の差として求めることができる。

４）製造条件
次に、本発明の製造方法について説明する。
まず、上記の成分組成に調整した鋼を転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。使用するスラブは、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。

スラブ加熱温度：1100℃以上
ついで、製造したスラブを加熱する。スラブ加熱温度は、低い方がエネルギー的には好ましいが、1100℃未満では、炭化物が十分に固溶できなかったり、圧延荷重の増大による熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する場合がある。このため、スラブ加熱温度は1100℃以上とすることが好ましい。なお、酸化重量の増加に伴うスケールロスの増大などの観点から、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。
また、スラブ加熱温度を低くしても、シートバーを加熱することにより、熱間圧延時のトラブルを防止することができる、いわゆるシートバーヒーターを活用してもよい。

上記のように加熱されたスラブに、粗圧延および仕上圧延からなる熱間圧延を施す。粗圧延の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。また、仕上圧延は、次の条件を満足させることが好ましい。
仕上圧延終了温度：850℃以上
仕上圧延終了温度が850℃未満では、圧延中にα相とγ相が生成して、鋼板にバンド状組織が生成し易くなる。かかるバンド状組織は、冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせたり、加工性を低下させる原因となる場合がある。このため、仕上圧延温度は850℃以上とすることが好ましい。

巻取り温度：450〜700℃
巻取り温度が450℃未満であると、巻取り温度の制御が難しく温度ムラが生じやすくなり、その結果、冷間圧延性が低下するなどの問題が生じる場合がある。また、巻取り温度が700℃を超えると、地鉄表層で脱炭が生じるなどの問題が起こる場合がある。このため、巻取り温度は450〜700℃の範囲とすることが好ましい。

また、本発明における熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。
なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.10〜0.25の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。

その後、通常は冷間圧延に供するのであるが、本発明では、この冷間圧延に先立ち、以下の条件で焼鈍処理を施す。本発明においては、この焼鈍処理が特に重要な工程である。
焼鈍処理条件：500℃以上Ａc₁点以下の温度域で１〜10時間保持
冷間圧延に先立ち、適正な条件で焼鈍処理を行うことにより、鋼板の板厚方向の組織が改質されて、板厚方向の機械特性、特に硬さのばらつきΔHvを大幅に抑制することができる。
ここに、焼鈍処理における保持温度が500℃に満たない場合、または保持時間が１時間に満たない場合、熱延板組織中の硬質相（パーライト、ベイナイト）の軟化が不十分なため、冷間圧延後の連続焼鈍過程において再結晶が不均一に進行し、焼鈍後の組織も不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔHvを抑制することができない。一方、保持温度がＡc₁点を超える場合、焼鈍後の冷却過程で硬質相（パーライト、ベイナイト）が再生してしまい、冷間圧延および連続焼鈍後の組織が不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔHvを抑制することができない。また、保持時間が10時間を超える場合、硬質相（パーライト、ベイナイト）中の炭化物が粗大化し過ぎてしまい、連続焼鈍過程での炭化物の溶解が不均一に進行するため、連続焼鈍後の組織が不均一となり、板厚方向の硬さばらつきΔHvを抑制することができない。従って、焼鈍処理における保持温度は500℃以上Ａc₁点以下、保持時間は１〜10時間の範囲とする。好ましくは保持温度：600℃以上700℃以下、保持時間：３〜10時間の範囲である。

本発明では、上記したように、冷間圧延に先立って、適正な焼鈍処理を施すことにより、
熱延板組織中の硬質相（パーライト、ベイナイト）を軟質化させ、冷間圧延後の連続焼鈍過程において再結晶が均一に進行し、組織が均一化するように、鋼組織が改質され、その結果、板厚方向の機械特性のばらつきが解消されるのである。

なお、この焼鈍処理は、熱延鋼板の表面の酸化スケールを酸洗により除去した後に行うことが好ましい。ここに、酸洗条件は特に制限されるものではなく、常法に従えば良い。

冷間圧延の圧下率：60％超
上記のような焼鈍処理を経て得られた熱延板を、冷間圧延する。ここに、冷間圧延の圧下率は、再結晶の促進と再結晶粒の微細化のため、60％超とする。これ以外の条件は特に規定する必要はなく、常法に従って行えばよい。

ついで、このようにして得られた冷延鋼板を以下の条件で連続焼鈍する。
少なくとも500℃以上Ａc₁点以下の温度域における平均加熱速度：10℃/s以上
本発明の鋼における再結晶温度域である500℃からＡc₁点の温度域において平均加熱速度を10℃/s以上とすることで、加熱昇温時の再結晶が抑制され、Ａc₁点以上で生成するオーステナイト相（γ相）の微細化、ひいては焼鈍冷却後の残留オーステナイト相の微細化に有効に働く。また、平均加熱速度が10℃/s未満では、加熱昇温時にフェライト相（α相）の再結晶の進行が過度に進み、十分な微細化が達成できなくなる。従って、500℃以上Ａc₁点以下の温度域における平均加熱速度は10℃/s以上とする。好ましくは15℃/s以上である。

750〜900℃の温度域で10秒以上保持
保持温度が750℃未満あるいは保持時間が10秒未満では、焼鈍時のオーステナイト相の生成が不十分となり、焼鈍冷却後に十分な量の低温変態相が確保できなくなる。一方、加熱温度が900℃を超えると、加熱時に生成するオーステナイト相が粗大化し、焼鈍後の残留オーステナイト相も粗大となる。従って、750〜900℃の温度域で10秒以上保持するものとする。
なお、保持時間の上限は特に規定しないが、600秒以上の保持は効果が飽和する上、コストアップにつながるので、保持時間は600秒未満とすることが好ましい。

冷却過程における750℃から（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の温度域までの平均冷却速度：10℃/s以上
冷却過程における750℃から（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の温度域までの平均冷却速度が10℃/s未満ではパーライトが生成し、TSとELのバランスおよび穴拡げ性が低下する。このため、冷却過程における750℃から（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の温度域までの平均冷却速度は、10℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。
なお、この平均冷却速度の上限は特に規定しないが、平均冷却速度が速すぎると鋼板形状が悪化したり、冷却停止温度の制御が困難となるため、200℃/s以下とすることが好ましい。

また、上記した冷却過程における冷却停止温度を（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の範囲とすることは、本発明において重要な条件の一つである。
すなわち、冷却停止時には、オーステナイト相の一部がマルテンサイトに変態し、残りは未変態のオーステナイト相となっている。そこから再加熱し、めっき処理、必要に応じて合金化処理を施した後、室温まで冷却することにより、マルテンサイト相は焼戻しマルテンサイト相となり、未変態オーステナイト相は残留オーステナイト相またはマルテンサイト相となる。このため、冷却停止温度が低い、すなわちMs点（Ms点：オーステナイトのマルテンサイト変態が開始する温度）からの過冷度が大きいほど、冷却中に生成するマルテンサイト量が増加し、未変態オーステナイト量が減少する。換言すれば、冷却停止温度の制御により、最終的なマルテンサイト相および残留オーステナイト相と焼戻しマルテンサイト相の面積率が決定されることになる。従って、本発明では、Ms点と冷却停止温度の差である過冷度を適切に制御することが必要となる。

ここに、冷却停止温度が（Ms点−100℃）より高い温度では、冷却停止時にマルテンサイト変態が不十分で未変態オーステナイト量が多くなる。これによって、最終的なマルテンサイト相または残留オーステナイト相が過剰に生成し、穴拡げ性が低下する。一方、冷却停止温度が（Ms点−200℃）より低くなると、冷却中にオーステナイト相がほとんどマルテンサイトに変態して未変態オーステナイト量が減少し、３％以上の残留オーステナイト相が得られない。従って、冷却停止温度は（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の範囲とする。好ましくは（Ms点−130℃）〜（Ms点−200℃）の範囲である。

なお、Ms点は、オーステナイトからのマルテンサイト変態開始温度であり、焼鈍温度からの冷却過程における鋼板の線膨張係数の変化から求めることができる。

350〜600℃の温度域まで再加熱して10〜600秒保持
また、本発明では、上記した連続焼鈍に引き続き、350〜600℃の温度域まで再加熱して10〜600秒保持する。これによって、前記冷却時に生成したマルテンサイト相が焼戻されて焼戻しマルテンサイト相となり、穴拡げ性が向上する。さらには、冷却時にマルテンサイトに変態しなかった未変態オーステナイト相が安定化され、最終的に３％以上の残留オーステナイト相が得られ、延性が向上する。
再加熱およびその後の保持による未変態オーステナイト相の安定化のメカニズムは、必ずしも明らかではないが、発明者らは、未変態オーステナイトへのＣの濃化が進むために、オーステナイト相が安定化されるものと考えている。

ここに、再加熱温度が350℃未満ではマルテンサイト相の焼戻しおよびオーステナイト相の安定化が不十分となり、穴拡げ性および延性が低下する。一方、再加熱温度が600℃を超えると、冷却停止時の未変態オーステナイト相がパーライト相に変態し、最終的に３％以上残留オーステナイト相が得られなくなる。従って、再加熱温度は350〜600℃の範囲とする。好ましくは400〜550℃の範囲である。

また、再加熱時の保持時間が10秒未満では、オーステナイト相の安定化が不十分となる。一方、600秒を超えると冷却停止時の未変態オーステナイト相がベイナイトに変態し、最終的に３％以上の残留オーステナイト相が得られなくなる。従って、再加熱時の保持時間は10〜600秒の範囲とする。好ましくは10〜100秒の範囲である。

さらに、上記のようにして得られた鋼板に、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面の片側あるいは両側に溶融亜鉛めっき層を設ける。ここでは、0.12〜0.22％の溶解Al量のめっき浴に（浴温440〜500℃）鋼板を侵入させ、ガスワイピングなどで付着量を調整することで、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を設けることができる。
また、上記のめっき浴における溶解Al量を0.08〜0.18％として、その他は同じ条件でめっき処理を行い、めっき処理後、さらに450〜600℃まで加熱し、１〜30秒保持する合金化処理を施すことにより、鋼板表面の溶融亜鉛めっきを合金化溶融亜鉛めっきとすることができる。

なお、溶融亜鉛めっき処理後の鋼板（その後、さらに合金化処理を行った鋼板も含む）には、形状矯正、表面粗度等の調整のため調質圧延を加えてもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティング、各種塗装等の処理を施しても何ら不都合はない。

表１に示す成分組成を有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片は、1200℃に加熱後、仕上圧延終了温度：900℃の条件で熱間圧延し、圧延終了後、冷却速度10℃/sで冷却し、600℃で巻き取った。ついで、得られた熱延鋼板を、酸洗後、還元ガス雰囲気中にて、表２に示す条件で焼鈍処理を行ったのち、冷間圧延を施して、板厚：1.2mmの冷延鋼板を製造した。
なお、冷間圧延は、圧下率を40〜80％とし、熱間圧延時の仕上げ板厚は、冷間圧延時の圧下率に応じて調整した。また、表２中のＡc₁点は次式により、Ms点は連続焼鈍の冷却過程における鋼板の線膨張係数の変化により、それぞれ求めた。
Ａc₁＝723-10.7[%Mn]-16.9[%Ni]+29.1[%Si]+16.9[%Cr]
ただし、[%Ｍ]は、Ｍ元素の含有量（質量％）を表す。

ついで、上記により得られた冷延鋼板に、連続溶融亜鉛めっきラインにて、表２に示す条件で連続焼鈍を施した。その後、表２に示す条件で再加熱後、保持し、ついで460℃で溶融亜鉛めっきを施したのち、平均冷却速度10℃/sの条件で室温まで冷却した。なお、一部の鋼板については、めっき処理後、さらに520℃に加熱して、合金化処理を行った。ここに、めっき付着量は、片面あたり35〜45g/m²であった。

かくして得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、鋼組織、引張特性、穴拡げ性および板厚方向の硬さばらつきを調査した。得られた結果を表３に示す。

なお、溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織、引張特性、穴拡げ性および板厚方向の硬さばらつきは、次のように測定した。
（１）鋼組織
鋼板の鋼組織は、３％ナイタール溶液（３％硝酸＋エタノール）で組織を現出し、走査型電子顕微鏡で深さ方向板厚1/4位置を10視野観察して、撮影した組織写真を用いて、画像解析処理を行ない、フェライト相、マルテンサイト相、および焼戻しマルテンサイト相の面積率を各相の分率として定量化した。
組織写真は、各組織の細かさに応じて1000〜3000倍の適切な倍率で撮影した。なお、画像解析処理については、Media Cybernetics社製の画像解析ソフト“Image Pro Plus ver.4.0”を用いて各相の面積を求め、全観察面積に占める割合（面積率）を求めた。

（２）引張特性
引張特性は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようサンプル採取したJIS5号試験片を用いて、JIS Z 2241（2011年）に準拠した引張試験を行い、TS（引張強さ）およびEL（伸び）を測定し、引張強さと伸びの積（TS×EL）で表される強度と伸びバランスの値を求めた。また、試験のＮ数は３とし、測定した値の平均値をTS、ELおよびTS×ELとして求めた。また、ELについて、測定した値の最大値と最小値の差（ΔEL）を求めた。

（３）穴拡げ性
穴拡げ性は、日本鉄鋼連盟規格JFST1001（1996年）に準じた穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を測定した。試験のＮ数は５とし、測定した値の平均値を穴拡げ率λとして求めた。また、測定した値の最大値と最小値の差（Δλ）を求めた。

（４）板厚方向の硬さばらつき（ΔHv）
板厚方向の硬さばらつきは、鋼板の板厚方向に0.1mmピッチで全板厚にわたり断面硬さを測定し、得られた断面硬さの最大値と最小値の差をΔHvとして評価した。ここに、断面硬さは、サンプルの切断面を研磨後、ビッカース硬さ試験機を用いて、JIS Z 2244（2009年）に準拠した硬さ試験を行うことにより求めた。なお、試験力は0.98Nとした。

なお、上記の各特性試験においては、それぞれTS≧590MPa、TS×EL≧22000MPa・％、ΔEL≦２％、λ≧70％、Δλ≦20％およびΔHv≦20を満足する場合に良好と判定とした。

表３より、本発明の鋼板ではいずれも、引張強さが590MPa以上で、強度と伸びのバランス（TS×EL）が22000MPa・％以上、穴拡げ率（λ）が70％以上であり、しかもΔELが２％以下、Δλが20％以下で、かつ板厚方向の硬さばらつき（ΔHv）が20以下であることから、板厚方向のばらつきなしに優れた強度、延性および伸びフランジ性が安定して得られていることがわかる。
一方、比較例となる鋼板はいずれも、引張強さ、強度と伸びのバランス（TS×EL）、穴拡げ率（λ）、板厚方向の硬さばらつき（ΔHv）のうちの少なくとも１つが目標とする特性を満足しておらず、また比較例No.6c、No.6d、No.9およびNo.20ではΔELが２％を超え、さらにΔλも20％を超える結果となった。

Claims

質量％で、
Ｃ：0.05〜0.3％、
Si：0.01〜2.5％、
Mn：0.5〜3.5％、
Ｐ：0.003〜0.100％、
Ｓ：0.02％以下および
Al：0.010〜1.5％
を含有し、かつSiとAlの合計量が0.5〜2.5％であって、残部はFeおよび不可避的不純物からなり、
組織全体に対する面積率でフェライト相を20％以上、マルテンサイト相を10％以下（但し、０％を含む）、焼戻しマルテンサイト相を10〜60％含み、かつ組織全体に対する体積率で残留オーステナイト相を３〜10％含む組織を有し、
板厚方向の硬さばらつきΔHvが20以下であることを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
前記鋼板が、さらに、質量％で、Cr：0.005〜2.00％、Mo：0.005〜2.00％、Ｖ：0.005〜2.00％、Ni：0.005〜2.00％およびCu：0.005〜2.00％のうちから選ばれる１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ti：0.01〜0.20％およびNb：0.01〜0.20％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ｂ：0.0002〜0.005％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
前記鋼板が、さらに、質量％で、Ca：0.001〜0.005％およびREM：0.001〜0.005％のうちから選ばれる１種または２種を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
前記溶融亜鉛めっきが、合金化溶融亜鉛めっきであることを特徴とする請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
請求項１〜５のいずれかに記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であって、
請求項１〜５のいずれかに記載の成分組成を有するスラブを、熱間圧延し、500℃以上Ａc₁点以下の温度域で１〜10時間保持する焼鈍処理を施したのち、圧下率が60％超となる冷間圧延を施し、
ついで、少なくとも500℃以上Ａc₁点以下の温度域における平均加熱速度を10℃/s以上として750〜900℃の温度域まで加熱し、該温度域で10秒以上保持したのち、平均冷却速度を10℃/s以上として750℃から（Ms点−100℃）〜（Ms点−200℃）の温度域まで冷却する連続焼鈍を施し、
さらに、350〜600℃の温度域まで再加熱して10〜600秒保持したのち、鋼板表面に溶融亜鉛めっきを施すことを特徴とする加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
前記溶融亜鉛めっきを施した後、さらに、前記溶融亜鉛めっきの合金化処理を施すことを特徴とする請求項７に記載の加工性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。