JP4172268B2 - 伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 - Google Patents
伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法 Download PDFInfo
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車の車体部品などの使途に良好な、440MPa以上の引張強さを有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係り、特に伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
なお、本発明において、「伸びフランジ性に優れた」とは穴拡げ率λが80％以上である場合をいい、また、「強度−延性バランスに優れた」とは引張強さＴＳと全伸びＥｌの積、すなわち強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが17000MPa％以上である場合をいい、「歪時効硬化特性に優れた」とは、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す：ＢＨ量＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力））が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す：ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が50MPa 以上であることをいうものとする。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から自動車の燃費改善が要求されるとともに、車両衝突時に乗員を保護する観点から自動車の安全性向上も要求されている。このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。このような検討により、自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるためには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われ、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００４】
鋼板を素材とする自動車の車体部品の多くがプレス加工により成形されるため、車体部品用として使用される高張力鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い伸びフランジ性（高穴拡げ率λ）と、高い強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、および高い歪時効特性（高ＢＨ量、高ΔＴＳ）が求められている。
【０００５】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトとが複合した組織を有する複合組織型高張力鋼板が挙げられる。とくに、冷延鋼板に連続焼鈍を施したのちガスジェット冷却を施して製造された複合組織型高張力鋼板は、降伏応力が低く高い延性を有するとともに、焼付硬化性をも有する鋼板である。しかし、この種の複合組織型高張力鋼板は、通常の条件での加工性については概ね良好であるが、伸びフランジ成形性が劣るため厳しい条件下での成形には問題を残していた。また、焼付硬化性もそれほど高くないという問題もあった。
【０００６】
近年、良好なプレス成形性と、成形後の高強度とを同時に満足できる鋼板として、プレス成形前は軟質でプレス成形し易く、プレス成形後は塗装焼付処理により硬化し部品強度を高めることができるＢＨ鋼板（焼付硬化性鋼板：Bake-Hardenable Steel ）が開発されている。
このようなＢＨ鋼板の例として、例えば、特許文献１には、Ｃ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加して、さらに、焼鈍後の冷却速度を制御することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整する冷延鋼板の製造方法が、また、特許文献２には、TiとNbの複合添加によって焼付硬化性を向上させた冷延鋼板が記載されている。また、特許文献３には、Ｗ、Cr、Moの単独または複合添加によって焼付硬化性を向上させた冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００７】
特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された技術では、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固溶Ｎを利用して、成形後塗装焼付処理により強度を増加させている。良く知られているように、ＢＨ鋼板は材料の降伏強さを増加させることはできるが、引張強さを増加させることはできない。従って、これら従来技術によって製造された鋼板では、部品の変形開始応力は高めることができるが、部品の変形開始から変形終了まで変形中全域にわたって変形に要する応力を高める効果は十分であるとはいえない。また、成形後の引張強さを高める効果も十分であるとはいえない。
【０００８】
成形後引張強さが上昇する冷延鋼板として、例えば特許文献４には、成形後、200 ℃〜450 ℃の温度域で熱処理を施すことにより、成形前後で、引張強さが60MPa 以上増加する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献４に記載された技術で製造されためっき鋼板は、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、Ｗ、Cr、Moの１種または２種以上を合計量で：0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じて、Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ｖ：0.005 〜0.1 ％の１種または２種以上を含有する組成と、フェライトまたはフェライト主体のミクロ組織とを有し、表層に合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板である。このめっき鋼板は、加工後に、220 〜370 ℃の温度範囲で熱処理することにより、鋼中に微細な炭化物が形成され、プレス時に付与する歪に対して、転位を効果的に増殖させて、歪量を増加させるものであり、加工後の強度（引張強さ）が顕著に増加するとしている。しかし、特許文献４に記載された技術では加工後の熱処理が220 〜370 ℃という、一般的な焼付塗装処理温度よりも高い温度範囲での熱処理とする必要があるという難点がある。
【０００９】
また、熱延鋼板ではあるが、特許文献５には、加工時には軟質で、加工後の170 ℃程度の焼付塗装処理により降伏応力とともに引張強さが100MPa以上と大幅に増加する熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、Ｃを0.02〜0.13％、Ｎを0.0080〜0.0250％と多量に含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜900 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで、15℃／s 以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻き取り、多量の固溶Ｎを鋼中に残存させるとともに、金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織としている。
【００１０】
しかしながら、特許文献５に記載された技術で得られた熱延鋼板を出発材として、冷間圧延および再結晶焼鈍を行い冷延鋼板としても、必ずしも熱延鋼板と同様の成形−熱処理後の引張強さ上昇や80MPa 以上の高ＢＨが得られるとは言い難い。なぜなら、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となること、また冷間圧延時に大きな歪蓄積が起こるため、炭化物、窒化物または炭窒化物が形成されやすく固溶Ｃおよび固溶Ｎの状態が変化するからである。
【００１１】
このような問題に対し、特許文献６には、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.06〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.050 〜0.0200％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶Ｎを0.0010％以上含む組成と、フェライトを主相とし、第２相としてマルテンサイトを体積率で３％以上含む組織を有する加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献６に記載された技術では、固溶Ｎを有効に活用することにより引張歪10％の予変形後、170 ℃で20min 保持する時効処理条件でも、ＢＨ量が80MPa 以上、歪時効処理前後の引張強さ増加量が50MPa 以上となる高い歪時効硬化特性が得られるとしている。
【００１２】
【特許文献１】
特開昭55−141526号公報
【特許文献２】
特公昭61−45689 号公報
【特許文献３】
特開平５−25549 号公報
【特許文献４】
特開平10−310847号公報
【特許文献５】
特公平８−23048 号公報
【特許文献６】
特開2001−247946号公報
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、最近では、さらに成形条件が厳しくなり、特許文献６に記載された技術で製造された高張力溶融亜鉛めっき鋼板でも、必ずしもこれら成形条件に十分に適合できる特性を有しているとはいえず、さらなる成形性向上が要望されている。
【００１４】
一般に、鋼板を高強度化すると穴拡げ率λおよび全伸びＥｌが低下してプレス加工性が低下し、また、高λ化するとＥｌが低下する。加えて、最近特に高強度鋼板の成形性改善の観点から注目されている歪時効特性との両立は、さらに技術的な問題が多く実現されていなかった。このように、高λでかつ高いＴＳ×Ｅｌを有し、さらには成形性向上に有利な高い歪時効特性とを両立させた高張力溶融亜鉛めっき鋼板は見当たらなかった。
【００１５】
本発明では、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、引張強さ440MPa以上を有し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１６】
【発明を解決するための手段】
従来、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性が同時に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは困難とされてきた。本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、下記のように考えた。
（１）フェライト相およびマルテンサイト相から成る複合組織では変形に際し、フェライト相よりも軟質なマルテンサイト相の周囲に応力集中が生じるためクラック発生の起点になり、伸びフランジ性が低下するとの考えから、フェライト相とマルテンサイト相との硬度差減少のために、焼鈍後の急冷とその後の焼戻しにより、マルテンサイト相を軟質化（焼戻マルテンサイト相の適量生成）するとともに、成分含有量や焼鈍時の熱履歴の適正化によりＣ、Ｎ、Si、Mn等の固有強化元素を適量、フェライト相へ分配しフェライト相の硬質化を図ることが伸びフランジ性向上の観点から有効である。
（２）強度−延性バランスを向上させるためには、一般的に組織をフェライトとマルテンサイトの複合組織とし、フェライト相の増加やマルテンサイト相を微細化することが有効とされているが、高強度化するに際し、マルテンサイト相の相分率を過度に増加すると、伸びフランジ性が低下する。伸びフランジ性と強度−延性バランスを同時に向上させるためには、マルテンサイト相の相分率を強度−延性バランス、および伸びフランジ性の著しい劣化が生じない範囲に調整し、かつ焼戻しによるマルテンサイトの軟質化を図ることが有効である。
（３）歪時効特性を向上させるためには、軟質でより多くの転位が導入され歪時効硬化特性への寄与が大きいと予測されるフェライト相中の固溶Ｎ量を増加させればよいと考えられる。この固溶Ｎ量の増加には、焼鈍後の冷却に際しＮが析出物として析出することを抑制する意味から、焼鈍後、極力高速で冷却することが望ましい。しかしながら、フェライト相中に過度の固溶Ｎを含有することは、フェライトの延性を著しく劣化させ強度−延性バランスの大幅な低下を招く可能性がある。また、焼鈍後の冷却速度を増加させることは、マルテンサイト相が大幅に増加し延性が低下するとともに、室温での耐時効性の劣化を招く可能性がある。このため、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性を同時に向上させるためには、鋼組成、焼鈍温度、焼戻し時のヒートパターンを適正化する必要がある。さらに、
（４）伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性が同時に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とするには、溶融亜鉛めっき工程前に、鋼板焼鈍工程で鋼板表層に形成された成分濃化層を除去したのち、連続溶融亜鉛めっきラインで、めっき前焼鈍処理と溶融亜鉛めっき処理を含む溶融亜鉛めっき工程を行うことが有効である。
【００１７】
このような考えに基づき具体的には、
▲１▼ フェライト相やマルテンサイト相の相分率や硬さを大きく変化させ、伸びフランジ性や強度−延性バランスに大きく影響するＣ、Mn、Si含有量の適正化、
▲２▼ 歪時効硬化特性の向上に有効に作用し、またフェライト相やマルテンサイト相の硬さに大きな影響を及ぼすＮ量の適正化、および
▲３▼ マルテンサイトの微細化と軟質化に影響するめっき前焼鈍処理条件の適正化、
について種々の検討を行った。
【００１８】
次に、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.042 ％、Mo：0.15％、Ｐ：0.009 ％、Ｓ：0.002 ％、Al：0.008 ％、Ｎ：0.0164％を基本組成とし、これにＣ、Si、MnをＣ：0.015 〜0.031 ％、Si：0.02〜0.5 ％、Mn：0.2 〜2.0 ％の範囲でそれぞれ変化させた組成のシートバーを、1250℃に加熱し均熱後、仕上圧延終了温度が900 ℃となるように３パスの圧延を行い板厚4.0mm の熱延板とした。なお、仕上圧延終了後、熱延板にはコイル巻取り処理相当の保温（600 ℃×１h ）を実施した。
【００１９】
ついで、これら熱延板に、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2mm の冷延板とした。得られた冷延板に、850 ℃で40s 間保持する焼鈍を施した後、700 ℃まで平均冷却速度が30℃／s となるようにガス冷却し、さらに700 ℃から100 ℃以下までの間の平均冷却速度が約600 ℃／s となるように水冷却を施しついで、酸洗した。
【００２０】
その後、これら冷延板に、680 ℃で40s 間保持するめっき前焼鈍を施し、ついで475 ℃までの平均冷却速度が15℃/sとなるようにガス冷却したのち、475 ℃の亜鉛浴（0.13％Al−Zn）に３s 間浸漬し、冷延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、ついで、ガスワイピングにより目付量を45g/m2に調整した。その後、再度520 ℃に加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行ったのち、100 ℃までの平均冷却速度が15℃／s となるようにガス冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。なお、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト、マルテンサイト、および焼戻マルテンサイトからなる組織を有する複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２１】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について引張試験、穴拡げ試験、歪時効硬化試験を実施した。
引張試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたＪＩＳ５号引張試験片を用いJIS Z 2241の規定に準拠して行い、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
【００２２】
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001の規定に準拠して、大きさ80mm×80mm×板厚1.2 mmの試験片を用い、初期穴径を10mm、ダイス内径を10.3mm、クリアランスを板厚の12.5％の条件下で行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λはλ（％）＝（Dr−Do）／（Do）×100 （ここで、Dr：破断後の穴径（mm）、Do：初期の穴径（mm））を用いて算出した。
【００２３】
歪時効硬化試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張予歪を５％とする予変形を施し、塗装焼付相当処理として、170 ℃×20min の熱処理を施した後、引張試験を施し、予変形−熱処理後の降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳBHを求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−Ｓ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、Ｓ5%は５％予変形したときの変形応力、ＴＳは引張強さを表す。
【００２４】
得られた結果を、図１、図２、図３に示す。
図１は強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係を、図２は穴拡げ率λと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係を、図３はＢＨ量、ΔＴＳと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係をそれぞれ示す。なお、Ｃ、Ｎ、Mn、Siは各元素の含有量（質量％）である。
【００２５】
図１、図２、図３から、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を0.5 〜2.0 の範囲に調整することにより、穴拡げ率λ、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌ、ＢＨ量、ΔＴＳを同時に高い値とすることができ、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性ともに優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることがわかる。また、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を0.5 〜2.0 の範囲に調整したうえ、焼鈍温度やその後の冷却時のヒートパターンを適正に制御することも重要であることを知見した。
【００２６】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.01〜0.5 ％、Mn：0.1 〜2.0 ％、 Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、Mo：0.05〜1.0 ％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上を有し、さらにＣ、Ｎ、Mn、Siが次（１）式
0.5 ≦12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si≦2.0 ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Mn、Si：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：200 ℃以上750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａc1変態点＋20℃）〜（Ａc1変態点−100 ℃) の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜50℃／ｓとなる冷却を施し、さらに100 ℃以下まで、少なくとも前記所定温度から100 ℃までの平均冷却速度が300 ℃／ｓ以上となる冷却を施す鋼板焼鈍工程と、前記鋼板焼鈍工程で表層に形成された成分濃化層を酸洗により除去する成分濃化層除去工程とを施したのち、ついで、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲に加熱するめっき前焼鈍処理を施した後、10℃／s 以上の冷却速度で所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却し、該溶融亜鉛めっき処理温度で表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施したのち、前記溶融亜鉛めっき処理温度から100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する溶融亜鉛めっき工程と、あるいはさらに100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することなく、470 〜600 ℃の温度範囲に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行ったのち、ついで100 ℃以下までの間を10℃／s 以上の冷却速度で冷却する合金化処理工程と、を順次施すことを特徴とする、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れ、引張強さ440MPa以上を有する複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖ、Ｂのうちの１種または２種以上を次（２）式
Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）≧0.3 ………（２）
（ここで、Ｎ、Al、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有することを特徴とする複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の製造方法で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さ（ＴＳ）が440MPa以上という高張力で、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２８】
まず、本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.01〜0.10％
本発明では、440MPa以上の引張強さを確保し、組織を複合組織とするという観点から、Ｃは0.01％以上含有する。一方、0.10％を超える含有は、鋼中炭化物の分率が増加することに起因して、鋼板の延性、さらには成形性が顕著に悪化する。さらに重要な問題として、Ｃを0.10％を超えて含有すると、スポット溶接性、アーク溶接性等の溶接性が顕著に低下する。このため、本発明ではＣは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、成形性の向上という観点からは、Ｃは0.08％以下とすることが好ましい。とくに良好な延性が重要となる用途には、Ｃは0.05％以下とすることがさらに好ましい。
【００２９】
Si：0.01〜0.5 ％
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。しかし、Siを0.5 ％を超えて含有すると、めっき性のうち濡れ性を阻害するなどの悪影響を示す。このため、Siは0.01〜0.5 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1 ％以上である。また、引張強さが500MPaを超えるような高強度で高延性を有する鋼板を製造する場合には、強度−延性バランスの観点からSiは0.2 ％以上とすることがより好ましい。
【００３０】
Mn：0.1 〜2.0 ％
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用や、結晶粒を微細化する作用を有しいる。このような効果を得るためには、本発明ではMnは0.1 ％以上で、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量含有する。また、MnはＳによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加することが好ましい。さらにＴＳ：500MPa超級の高強度が要求される場合には、Mnは0.5 ％以上含有することが好ましい。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。Mnの含有量をこのレベルまで高めることで、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質のばらつき、とくに歪時効硬化特性のばらつきが顕著に少なくなるという大きな利点がある。しかし、Mnを2.0 ％を超えて過度に含有すると、詳細な機構は不明であるが鋼板の熱間変形抵抗を増加させる傾向があるうえ、さらに溶接性、溶接部の成形性が劣化する傾向となり、またフェライトの生成が抑制されるため延性が顕著に低下する傾向となる。以上のことから、Mnは2.0 ％を上限とした。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途ではMnは0.80％以下とすることが望ましい。
【００３１】
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて0.001 ％以上含有させることが好ましいが、0.08％を超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐは0.05％以下とすることが好ましい。さらに、ＴＳ：590MPa以上の高強度が要求される用途でＣ、Mn等を多量に含有する場合には、溶接性の観点から、Ｐは0.05％以下とするのが好ましい。
【００３２】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であるため、本発明ではできるだけ低減するのが好ましい。なお、Ｓを0.005 ％以下に低減すると、伸びフランジ成形性への悪影響が無視できることから、本発明ではＳは0.005 ％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合、あるいはＴＳ：590MPa以上を確保するために、Ｃ、Mn等を多量に含有し、優れた溶接性を要求される場合には、Ｓは0.003 ％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Al：0.02％以下
Alは、鋼の脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させることに有用な元素であり、また鋼の組織微細化のためにも有用な元素であり、0.001 ％以上含有することが好ましい。なお、より好ましくは、0.005 ％以上である。本発明においては、固溶状態のＮを強化元素としても利用するが、適正範囲のAlを添加したアルミキルド鋼のほうが、アルミニウムを添加しない従来のリムド鋼に比して、機械的性質が優れている。一方、Alが0.02％を超えて多くなると、表面性状の悪化、固溶Ｎの顕著な低下につながり、本発明の目的である極めて大きな時効硬化特性を確保することが困難となる。このため本発明では、Alは従来鋼より低い0.02％を上限とした。なお、材質の安定性という観点から、Alは0.001 〜0.015 ％の範囲とすることが望ましい。またAl含有量の低減は結晶粒の粗大化につながる懸念があるが、本発明では他の合金元素を最適量に制限することと、焼鈍条件を最適な範囲とすることで防止する。
【００３４】
Ｎ：0.0050〜0.0250％
Ｎは、優れた歪時効硬化特性を発現させるうえで重要な元素である。また、Ｎは、鋼の変態点を降下させる作用もあり、薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延をしたくないという状況下での操業安定化に有効である。本発明では、適正範囲のＮを含有して、製造条件を制御することにより、溶融亜鉛めっき鋼板（製品）の状態で必要かつ十分な固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化での強度（降伏応力ＹＳおよび引張強さＴＳ）上昇効果が十分に得られ、目標とする440MPa以上の引張強さと歪時効処理前後での、80MPa 以上の変形応力増加量（ＢＨ量）、および50MPa 以上の引張強さ増加量（ΔＴＳ）とが安定して得られる。
【００３５】
上記した効果は、おおむね0.0050％以上のＮ含有によって，安定して得られる。しかし0.0250％を超えて含有すると、鋼板の内部欠陥の発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も顕著となる。このため、Ｎは0.0050〜0.0250％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留まり向上という観点では、Ｎは0.0070〜0.0170％の範囲にすることがさらに好ましい。なお、本発明の範囲内のＮ含有量であれば、溶接性等にはまったく悪影響はない。
【００３６】
Mo：0.05〜1.0 ％以下
Moは、鋼の焼入性を向上し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有する元素であり、かつ溶融亜鉛めっき性に影響の少ない元素であり本発明では、安定して複合組織を得るために、0.05％以上積極的に含有させる。一方、1.0 ％を超えて含有すると、めっき層合金化の遅滞を生じる。このため、Moは0.05〜1.0 ％の範囲に限定した。
【００３７】
固溶状態のＮ：0.0030％以上
鋼板で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が有効に発揮されるには、固溶状態のＮ（以下、固溶Ｎともいう）は概ね0.0030％以上とする必要がある。
なお、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とする。本発明では、析出Ｎ量は電解抽出による溶解法を適用した分析法で求めるものとする。析出Ｎ量の分析法としては種々の方法を検討したが、本発明法で採用した定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用する方法が最も良く、実際の材質の変化とよく対応したことに基づく。なお、電解液としては、アセチルアセトン系を用いることが好ましい。定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法にて抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とした。
【００３８】
また、さらに大きな歪時効硬化による降伏応力の増加、引張強さＴＳの増加が必要な場合は、固溶Ｎ量を概ね0.0050％以上とすることが有効である。
Ｎ／Alの比：0.3 以上
固溶Ｎを安定して0.0030％以上残留させるためには、Ｎを強力に固定する作用を有するAlの含有量を制限することが望ましい。幅広く成分の組み合わせを変化させた溶融亜鉛めっき鋼板について、溶融亜鉛めっき鋼板中に固溶状態で残存するＮと、Ｎ含有量（質量％）とAl含有量（質量％）の比であるＮ／Al比との関係を調査した結果、本発明鋼の鋼組成の範囲ではＮ／Alの値を0.3 以上とすることで安定して固溶Ｎ量を0.0030％以上にでき、目標とする歪時効硬化の効果が発揮されることを確認した。このため、Ｎ／Alの比は0.3 以上とする。
【００３９】
本発明では、Ｃ、Ｎ、Mn、Siを次（１）式
0.5 ≦12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si≦2.0 ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Mn、Si：各元素の含有量（質量％））
が満足するように含有する。これにより、図１、図２、図３で示したように、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性全てを同時に向上させることができる。このため、Ｃ、Ｎ、Mn、Siの含有量、すなわち、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を厳密に制御することが重要となる。なお、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝は好ましくは0.5 〜1.8 である。
【００４０】
この詳細な機構については現在のところ不明な点が多いが、本発明者らは、次のように考えている。
Siは、フェライト中の固溶Ｃ、固溶Ｎを減少させて、フェライト相をより軟質化させると考えられ、延性を向上させる。しかし、Siの過剰な含有は歪時効特性を急激に低下させる。これは、SiとＮを含む化合物の析出により固溶Ｎが減少することに起因すると思われるが、固溶Ｎの減少量はMn量、Si量とのバランスにより変化し、特に｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝が0.5 未満で顕著になる。Siとは逆に、Ｃ、Ｎ、Mnはその総量がある範囲を超えるとフェライト相を過度に硬化させるため、急激に強度−延性バランスを低下させる。本発明では、好ましい製造方法として、後述するように焼鈍後に高速冷却する。ところが、このような高速冷却により、高い伸びフランジ性や高い歪時効特性が得やすいものの、延性が劣化し易い。この延性の劣化を防止するには、フェライト安定化元素であるSiの含有が有効となる。
【００４１】
本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下含有できる。
CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Cu、Niは、鋼を強化させる作用があり、所望の強度に応じて１種または２種を選択して含有できる。しかし、Cu、Niを単独または複合し合計で2.0 ％を超えて過剰に含有すると、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが低下する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0 ％以下に限定することが好ましい。なお、上記した効果を得るためには、それぞれ、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上含有することが好ましく、単独または複合して含有してもよい。
【００４２】
また、本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Nb、Ti、Ｖ、Ｂのうちの１種または２種以上が次（２）式
Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）≧0.3 ………（２）
（ここで、Ｎ、Al、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有することが好ましい。
【００４３】
Ｂ、Nb、Ti、Ｖは、窒化物を形成し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の強度に応じて１種または２種以上選択して含有することができる。（２）式が満足されない場合、すなわちＮ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）が0.3 未満では、歪時効硬化特性が劣化する傾向がある。なお、上記した効果を得るためには、Ｂ：0.0001％以上、Nb：0.001 ％以上、Ti：0.001 ％以上、Ｖ：0.001 ％以上含有することがより好ましく、単独または複合して含有してもよい。
【００４４】
なお、本発明では、上記した成分以外に、Ca、Zr、REM 等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これら不可避的不純物元素は、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００４５】
次に、本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板は、主相であるフェライト相を、組織全体に対する面積率で50〜96％、第二相として、１〜30％のマルテンサイト相と３％以上の焼戻マルテンサイト相とを含む複合組織を有する。
主相であるフェライト相が、組織全体に対する面積率で50％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向となる。また、さらなる良好な延性が必要とされる用途では、フェライト相は組織全体に対する面積率で70％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は96％以下とする必要がある。
【００４６】
また、第二相の相であるマルテンサイト相が、組織全体に対する面積率で１％未満では、高い強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌを確保することができない。一方、マルテンサイト相が組織全体に対する面積率で30％を超えると、伸びフランジ性、強度−延性バランスが低下する。このため、マルテンサイト相は、組織全体に対する面積率で１〜30％とする。なお、より高い強度−延性バランスを得るという観点からは、マルテンサイト相は組織全体に対する面積率で３％以上とすることが好ましい。このマルテンサイト相の存在は優れた常温での耐時効性を得るうえでも重要である。
【００４７】
本発明では、伸びフランジ性向上の観点からは、第二相としてさらに、組織全体に対する面積率で３％以上の焼戻マルテンサイト相を含むことが必要である。これにより、主相であるフェライト相と第二相間の硬度差が減少し、穴拡げ時のクラックの起点を減少させることができる。なお、ここでいう焼戻マルテンサイト相とは、マルテンサイト中に過飽和に固溶した炭素や合金元素が焼戻処理により炭化物として析出した組織をいうものとする。マルテンサイト相と焼戻マルテンサイト相は走査型電子顕微鏡等による組織観察で容易に判別できる。
【００４８】
なお、上記した主相、第二相以外に、副相としてパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかを混合してもよい。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの副相の合計を主相であるフェライト相以外の組織（第二相＋副相の合計）に対して面積率で50％以下に限定することが好ましい。
【００４９】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
鋼スラブの組成は、固溶状態のＮを除き、上記した鋼板組成と同じ組成とする。
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の公知の溶製法により溶製したのち、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法で鋼スラブとすることが望ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法で鋼スラブとしてもよい。
【００５０】
得られた鋼スラブは、ついで熱間圧延工程により熱延板とされる。熱間圧延工程では、鋼スラブは、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入したのち圧延する、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。特に固溶状態のＮを有効に確保するには直送圧延は有用な技術の一つである。
【００５１】
つぎに、熱間圧延条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は初期状態として固溶状態のＮを確保するという観点から1000℃以上とする。スラブ加熱温度の上限は特に規制されないが、酸化重量の増加にともなうロスの増大などから1280℃以下とすることが望ましい。加熱されたスラブは粗圧延により所定厚さのシートバーとされたのち、該シートバーに仕上圧延出側温度を800 ℃以上とする仕上圧延を施し熱延板とする。
【００５２】
仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
仕上げ圧延出側温度を800 ℃以上とすることにより、均一微細な熱延母板組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。しかし、仕上げ圧延出側温度が800 ℃未満では、熱延板組織が不均一になり、その後の冷間圧延、焼鈍、めっき処理後にもその組織の不均一性が消えずに残留し、プレス成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。また、仕上圧延出側温度が低い場合に、加工組織の残留を回避すべく高い巻取温度を採用しても、粗大粒の発生にともなう同様の不具合を生じ、また固溶Ｎの顕著な低下も生ずるため、目標とする440MPa以上の引張強さを確保することが困難となる。このようなことから、仕上げ圧延出側温度を800 ℃以上とする。なお、さらに機械的性質を向上させるには、仕上圧延出側温度を820 ℃以上とすることが望ましい。仕上圧延出側温度の上限は特に限定する必要はないが、過度に高い仕上圧延出側温度で圧延した場合はスケール疵の発生が増大する危険があるため、おおむね1000℃程度までとすることが好ましい。
【００５３】
巻取温度：750 ℃以下
仕上圧延終了後の巻取温度を低下させることにより、強度は増加する傾向にある。本発明が目標とする440MPa以上の引張強さを得るには、巻取温度を750 ℃以下とする。なお、巻取温度の下限は、材質上は厳しく限定されないが、巻取温度が200 ℃を下まわると鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生ずる危険性が増大する。また、材質の均一性も低下する傾向となる。このため、熱延板の巻取温度は750 ℃以下200 ℃以上とする。なお、さらに高い材質均一性が要求される場合は、巻取温度は300 ℃以上とすることが望ましい。
【００５４】
熱延板はついで、冷間圧延工程を施され冷延板とされる。冷間圧延工程は、通常、酸洗、冷間圧延からなるが、極めて薄いスケールの状態であれば酸洗を行うことなく、直接、冷間圧延することも可能であり、冷間圧延工程では少なくとも冷間圧延を行えばよい。なお、酸洗を行う場合には通常の方法に準じて行うことが好ましい。冷間圧延は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、本発明では、圧下率等特に限定する必要はないが、表面の平坦度や組織の均一性の観点から40％以上の圧下率とすることが望ましい。
【００５５】
ついで、冷延板は焼鈍処理とその後の冷却からなる鋼板焼鈍工程を施される。冷延板の焼鈍処理は、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の焼鈍温度範囲で行う。一般に、焼鈍温度が、フェライト＋オーステナイトの二相域では熱力学的にオーステナイト相へＮが優先的に分配され、フェライト相、マルテンサイト相に固溶Ｎが均一に分散しにくくなるため、高い歪時効硬化が期待できないものと考えられている。しかし、本発明では、後述するように、焼鈍処理後、急速冷却を施すため、冷却中、オーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化が抑制されることや、Ｎの析出量が少量に留まることから、（Ａc3変態点−50℃）以上の温度範囲であれば、二相域で焼鈍しても高い歪時効特性が得られる。
【００５６】
しかし、（Ａc3変態点−50℃）より低い温度範囲における二相域で焼鈍した場合には、後述する溶融亜鉛めっき処理を施す前のめっき前焼鈍処理で、めっき前焼鈍後の冷却を高速とすることが期待できないため、オーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化が助長され、高い歪時時効特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が得られない。一方、焼鈍処理における焼鈍温度が（Ａc3変態点＋50℃）を超えて高くなると結晶粒が粗大化し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性が劣化するうえ、室温での耐時効性が低下する。このため、焼鈍処理の焼鈍温度は（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲とする。なお、焼鈍処理における焼鈍温度までの加熱速度は、フェライト＋オーステナイトの二相域通過時のオーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化防止の観点から、１℃/s以上とすることが好ましく、また延性確保の観点からは50℃/s以下とすることがより好ましい。
【００５７】
また、焼鈍処理は、組織の微細化、固溶Ｎの確保の観点からできるだけ短い時間とすることが望ましいが、おおむね10ｓ程度以上の均熱が操業の安定性の観点からは望ましい。また、組織の均一、かつ微細化の観点からはおおむね120 ｓ以下とすることが望ましい。このような均一かつ微細な結晶組織では、固溶Ｎの安定サイトと思われる粒界の面積が大幅に増大するため、常温での耐時効性向上にも有効であると思われる。
【００５８】
冷延板は、 上記した条件で加熱均熱する焼鈍処理を施されたのち、冷却される。焼鈍処理後の冷却は、フェライト相やマルテンサイト相の相分率制御、組織の微細化、固溶Ｎの確保等の観点から重要である。本発明では、焼鈍温度からの冷却は二段階冷却とする。第一段階の冷却では、焼鈍温度から（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜50℃/sである冷却とする。
【００５９】
第一段階の冷却に続く第二段階の冷却は、さらに（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度から100 ℃以下まで、少なくとも（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度から100 ℃の間の平均冷却速度が300 ℃/s以上である冷却とする。
第一段階の冷却では、適正量のマルテンサイト相を生成させ適正な複合組織とするために、焼鈍温度から（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度を５〜50℃/sに限定する。平均冷却速度が５℃/s未満では、第二相が粗大化し強度−延性バランスが劣化する。一方、50℃/sを超えること、適正量のマルテンサイト相を確保することが困難となる。また、第一段階の冷却の冷却終了温度である前記所定温度を（ Ac1変態点＋20℃）を越えて高い温度とすると、適正な複合組織とすることができず、高い強度−延性バランスを得ることが困難となる。このため、第一段階の冷却の冷却終了温度の上限を（ Ac1変態点＋20℃）とする。また、第一段階の冷却の冷却終了温度である前記所定温度が（ Ac1変態点−100 ℃）未満となると、歪時効硬化特性が低下する。このため、第一段階の冷却の冷却終了温度の下限を（ Ac1変態点−100 ℃）とする。なお、第一段階の冷却の冷却終了温度は上記した温度範囲内で適宜設定すればよい。
【００６０】
第二段階の冷却では、固溶Ｎの確保やマルテンサイト相の形態、量を適正なものとするために、第一段階の冷却後直ちに、100 ℃以下まで、少なくとも第一段階の冷却終了温度から100 ℃までの平均冷却速度で300 ℃/s以上の急速冷却を施す。平均冷却速度が300 ℃/s未満では所定量以上の固溶Ｎを確保できないうえ、後述する溶融亜鉛めっき処理後に優れた伸びフランジ性を確保できなくなる。
【００６１】
鋼板焼鈍工程を経た冷延板は、ついで、成分濃化層除去工程を施される。
鋼板焼鈍工程の焼鈍処理により、冷延板表層には、Ｐが析出し、さらにMn、Si、Cr等が酸化物として濃化する。本発明では、このような成分濃化層を、酸洗により除去する成分濃化層除去工程を施す。なお、酸洗は、通常公知の酸洗と同様としてなんら問題はない。使用する酸類は、塩酸水溶液とすることが好ましい。
【００６２】
なお、この鋼板焼鈍工程の焼鈍処理により冷延板表面近傍の粒界には、Mn、Si等のミクロな酸化物層が形成される。これらのミクロな酸化物層は、成分濃化層除去工程における酸洗によっては完全に除去できず、冷延板表面近傍に残留し、その後の溶融亜鉛めっき工程における加熱に際して、鋼板内部からのSi、Mn等の合金元素の表面への拡散を阻止し、Si、Mnの冷延板表面への濃化を抑制する。これにより、めっき性が改善される。
【００６３】
成分濃化層除去工程についで、連続溶融亜鉛めっきラインで、冷延板に溶融亜鉛めっき工程を施す。
溶融亜鉛めっき工程は、溶融亜鉛めっき処理前の焼鈍処理（めっき前焼鈍処理ともいう）と溶融亜鉛めっき処理とからなる。
めっき前焼鈍処理は、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲に加熱し、10〜120 ｓ間保持する処理とする。めっき前焼鈍処理の焼鈍温度が（Ac1 変態点＋50℃）を超えると、適正量の焼戻マルテンサイト相が確保できず、高い伸びフランジ性を得ることが困難になるとともに、オーステナイト相へのＮの過度の分配が生じ、歪時効硬化特性が顕著に劣化する。一方、めっき前焼鈍処理の焼鈍温度が（ Ac1変態点）℃未満では、複合組織を得ることができず、高い強度−伸びバランスが得られない。このようなことから、めっき前焼鈍処理は、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲で行う。
【００６４】
また、めっき前焼鈍処理は、組織の微細化、固溶Ｎの確保、過度のマルテンサイト相の生成抑制、焼戻マルテンサイトの確保の観点から、できるだけ短時間とすることが望ましいが、操業の安定性の観点から、おおむね10ｓ程度以上の均熱とすることが望ましい。また、適正量のマルテンサイト相、焼戻マルテンサイト相を生成するという観点からはおおむね120 ｓ以下とすることが望ましい。
【００６５】
なお、めっき前焼鈍処理の焼鈍温度への加熱速度は、フェライト＋オーステナイトの二相域通過時のオーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化防止の観点から、１℃/s以上とすることが好ましい。なお、加熱速度の上限については特に限定されない。
めっき前焼鈍処理を施された冷延板は、ついで、10℃／s 以上の冷却速度で所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却される。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しいうえ、さらに、所定量以上の固溶Ｎの確保が困難となり、歪時効硬化特性も顕著に劣化する。
【００６６】
所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却された冷延板は、ついで、溶融亜鉛めっき浴に浸漬され、表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施される。溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に、450 〜550 ℃程度の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、亜鉛浴は、0.10〜0.15％のAlを含有するZn浴とするのが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよい。
【００６７】
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、溶融亜鉛めっき処理温度から100 ℃以下までの間を10℃/s以上の冷却速度で冷却する。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しい。
また、本発明では溶融亜鉛めっき層を形成した後、前記したような 100℃以下までの間を10℃/s以上の冷却速度で冷却することなく、溶融亜鉛めっき層を合金化処理する合金化処理工程を施しても良い。合金化処理における加熱温度は、470 〜600 ℃の温度範囲とするのが好ましい。加熱温度が470 ℃未満では合金化の進行が遅く生産性が低下する。一方、加熱温度が600 ℃を越えると、めっき層の合金化が進行しすぎて合金化溶融亜鉛めっき層が脆化する。このため、本発明では合金化処理の加熱温度を470 〜600 ℃の温度範囲とすることが好ましい。なお、合金化処理温度での保持時間は、操業の安定性の観点から10s 以上、組織の均一性、微細化の観点から120s以下とすることが好ましい。
【００６８】
合金化処理後、冷延板は冷却されるが、合金化処理温度から100 ℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とする。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しい。
なお、本発明では、上記した工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、伸び率２％以下の調質圧延を加えてもよい。
【００６９】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板には、めっき層の上層として化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよいことはいうまでもない。
【００７０】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、これら鋼スラブを表２に示す熱間圧延条件により、板厚4.0mmの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延を施す冷間圧延工程を施し、板厚1.2mmの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインにて表２に示す焼鈍条件で再結晶焼鈍する鋼板焼鈍工程を施した。ついで、得られた鋼帯（冷延板）に、５％HCl 水溶液にて酸洗処理を施す成分濃化層除去工程を施した。
【００７１】
ついで、これら鋼帯（冷延板）に、連続めっきラインにて表２に示す条件でめっき前焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼帯表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、ガスワイピングにより目付量を調整した。溶融亜鉛めっき処理は、板温度：475 ℃、めっき浴：0.13％Al−Zn、めっき浴温：475 ℃、浸漬時間：３ｓ、目付量：片面当り45g/m2とした。また一部の鋼帯（冷延板）には合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。合金化処理は、520 ℃×20ｓとした。なお、溶融亜鉛めっき処理後、あるいは合金化処理後は表２に示す条件で冷却した。溶融亜鉛めっき処理工程あるいは、合金化処理工程後、得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき板）に、さらに伸び率：0.5 ％の調質圧延を施した。
【００７２】
得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき板）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験、歪時効硬化試験を実施し、引張特性、伸びフランジ特性、歪時効硬化特性を評価した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相としてのフェライト相と第２相としてのマルテンサイト相、焼戻マルテンサイト相と、副相等、組織の種類の同定を行い、それらの組織分率を求めた。なお、マルテンサイト相と焼戻マルテンサイト相との判定は、走査型電子顕微鏡を用いて、炭化物の析出の有無を観察し行った。
（２）引張試験
得られた鋼帯から長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS 5 号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏応力(YS)、引張強さ(TS)、伸び(El)、降伏比(YR)）を求めた。なお、降伏比ＹＲは、ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×100 （％）として求めた。
（３）穴拡げ試験
穴拡げ試験は、JFS T 1001の規定に準拠して、大きさ80mm×80mm×板厚1.2mmの試験片を用い、初期穴径を10mm、ダイス内径を10.3mm、クリアランスを板厚の12.5％として行い、穴拡げ率λを求めた。
（４）歪時効硬化試験
歪時効硬化試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS 5 号引張試験片を用いて、引張予歪を５％とする予変形を施し、塗装焼付相当処理として170 ℃×20min の熱処理を施した後に引張試験を実施し、予変形−熱処理後の変形応力ＹＳBH、引張強さＴＳBHを求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−Ｓ5%、△ＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを計算した。なお、Ｓ5%は５％予変形後の変形応力、ＴＳは鋼帯（溶融亜鉛めっき板）の引張強さである。
【００７３】
なお、固溶Ｎ量は化学分析により得た全Ｎ量から定電位電解法により測定した析出Ｎ量を差し引いた値を用いた。また、めっき性は溶融亜鉛めっき鋼板表面を目視で観察し不めっき欠陥の存在の有無を確認した。
得られた結果を表３に示す。
【００７４】
【表１】
【００７５】
【表２】
【００７６】
【表３】
【００７７】
【表４】
【００７８】
【表５】
【００７９】
本発明例は、いずれも、440MPa以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、高い穴拡げ率（λ）、高い強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、高いＢＨ量および高い△ＴＳを示し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性のいずれかが低い値となっている。また、表面のめっき性を観察した結果は、本発明例はいずれもめっき性は良好であることが確認された。
【００８０】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、440MPa以上の引張強さを有し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性が同時に優れ、自動車車体用として好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
【図２】穴拡げ率λと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
【図３】ＢＨ量、ΔＴＳと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
【発明の属する技術分野】
本発明は、主として自動車の車体部品などの使途に良好な、440MPa以上の引張強さを有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板に係り、特に伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
なお、本発明において、「伸びフランジ性に優れた」とは穴拡げ率λが80％以上である場合をいい、また、「強度−延性バランスに優れた」とは引張強さＴＳと全伸びＥｌの積、すなわち強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが17000MPa％以上である場合をいい、「歪時効硬化特性に優れた」とは、引張歪５％の予変形後、170 ℃の温度に20min 保持する条件で時効処理したとき、この時効処理前後の変形応力増加量（ＢＨ量と記す：ＢＨ量＝（時効処理後の降伏応力）−（時効処理前の予変形応力））が80MPa 以上であり、かつ歪時効処理（前記予変形＋前記時効処理）前後の引張強さ増加量（ΔＴＳと記す：ΔＴＳ＝（時効処理後の引張強さ）−（予変形前の引張強さ））が50MPa 以上であることをいうものとする。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全という観点から自動車の燃費改善が要求されるとともに、車両衝突時に乗員を保護する観点から自動車の安全性向上も要求されている。このような要求に答えるべく、自動車車体の軽量化と強化の双方を図るための検討が積極的に進められている。このような検討により、自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるためには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われ、最近では高張力鋼板が自動車部品に積極的に使用されている。
【０００４】
鋼板を素材とする自動車の車体部品の多くがプレス加工により成形されるため、車体部品用として使用される高張力鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。そのため、鋼板の機械的特性として、高い伸びフランジ性（高穴拡げ率λ）と、高い強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、および高い歪時効特性（高ＢＨ量、高ΔＴＳ）が求められている。
【０００５】
プレス成形性の良好な高張力鋼板の代表例としては、軟質のフェライトと硬質のマルテンサイトとが複合した組織を有する複合組織型高張力鋼板が挙げられる。とくに、冷延鋼板に連続焼鈍を施したのちガスジェット冷却を施して製造された複合組織型高張力鋼板は、降伏応力が低く高い延性を有するとともに、焼付硬化性をも有する鋼板である。しかし、この種の複合組織型高張力鋼板は、通常の条件での加工性については概ね良好であるが、伸びフランジ成形性が劣るため厳しい条件下での成形には問題を残していた。また、焼付硬化性もそれほど高くないという問題もあった。
【０００６】
近年、良好なプレス成形性と、成形後の高強度とを同時に満足できる鋼板として、プレス成形前は軟質でプレス成形し易く、プレス成形後は塗装焼付処理により硬化し部品強度を高めることができるＢＨ鋼板（焼付硬化性鋼板：Bake-Hardenable Steel ）が開発されている。
このようなＢＨ鋼板の例として、例えば、特許文献１には、Ｃ、Ｎ、Al含有量に応じてNbを添加して、さらに、焼鈍後の冷却速度を制御することにより、鋼板中の固溶Ｃ、固溶Ｎを調整する冷延鋼板の製造方法が、また、特許文献２には、TiとNbの複合添加によって焼付硬化性を向上させた冷延鋼板が記載されている。また、特許文献３には、Ｗ、Cr、Moの単独または複合添加によって焼付硬化性を向上させた冷延鋼板の製造方法が提案されている。
【０００７】
特許文献１、特許文献２、特許文献３に記載された技術では、鋼板中の微量な固溶Ｃ、固溶Ｎを利用して、成形後塗装焼付処理により強度を増加させている。良く知られているように、ＢＨ鋼板は材料の降伏強さを増加させることはできるが、引張強さを増加させることはできない。従って、これら従来技術によって製造された鋼板では、部品の変形開始応力は高めることができるが、部品の変形開始から変形終了まで変形中全域にわたって変形に要する応力を高める効果は十分であるとはいえない。また、成形後の引張強さを高める効果も十分であるとはいえない。
【０００８】
成形後引張強さが上昇する冷延鋼板として、例えば特許文献４には、成形後、200 ℃〜450 ℃の温度域で熱処理を施すことにより、成形前後で、引張強さが60MPa 以上増加する、合金化溶融亜鉛めっき鋼板が開示されている。特許文献４に記載された技術で製造されためっき鋼板は、Ｃ：0.01〜0.08％、Mn：0.01〜3.0 ％を含有し、Ｗ、Cr、Moの１種または２種以上を合計量で：0.05〜3.0 ％含有し、また必要に応じて、Ti：0.005 〜0.1 ％、Nb：0.005 〜0.1 ％、Ｖ：0.005 〜0.1 ％の１種または２種以上を含有する組成と、フェライトまたはフェライト主体のミクロ組織とを有し、表層に合金化溶融亜鉛めっき層を有する鋼板である。このめっき鋼板は、加工後に、220 〜370 ℃の温度範囲で熱処理することにより、鋼中に微細な炭化物が形成され、プレス時に付与する歪に対して、転位を効果的に増殖させて、歪量を増加させるものであり、加工後の強度（引張強さ）が顕著に増加するとしている。しかし、特許文献４に記載された技術では加工後の熱処理が220 〜370 ℃という、一般的な焼付塗装処理温度よりも高い温度範囲での熱処理とする必要があるという難点がある。
【０００９】
また、熱延鋼板ではあるが、特許文献５には、加工時には軟質で、加工後の170 ℃程度の焼付塗装処理により降伏応力とともに引張強さが100MPa以上と大幅に増加する熱延鋼板の製造方法が記載されている。特許文献５に記載された技術では、Ｃを0.02〜0.13％、Ｎを0.0080〜0.0250％と多量に含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜900 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで、15℃／s 以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻き取り、多量の固溶Ｎを鋼中に残存させるとともに、金属組織をフェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織としている。
【００１０】
しかしながら、特許文献５に記載された技術で得られた熱延鋼板を出発材として、冷間圧延および再結晶焼鈍を行い冷延鋼板としても、必ずしも熱延鋼板と同様の成形−熱処理後の引張強さ上昇や80MPa 以上の高ＢＨが得られるとは言い難い。なぜなら、冷間圧延および再結晶焼鈍により熱延時とは異なるミクロ組織となること、また冷間圧延時に大きな歪蓄積が起こるため、炭化物、窒化物または炭窒化物が形成されやすく固溶Ｃおよび固溶Ｎの状態が変化するからである。
【００１１】
このような問題に対し、特許文献６には、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.06〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.050 〜0.0200％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上、固溶Ｎを0.0010％以上含む組成と、フェライトを主相とし、第２相としてマルテンサイトを体積率で３％以上含む組織を有する加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板が提案されている。特許文献６に記載された技術では、固溶Ｎを有効に活用することにより引張歪10％の予変形後、170 ℃で20min 保持する時効処理条件でも、ＢＨ量が80MPa 以上、歪時効処理前後の引張強さ増加量が50MPa 以上となる高い歪時効硬化特性が得られるとしている。
【００１２】
【特許文献１】
特開昭55−141526号公報
【特許文献２】
特公昭61−45689 号公報
【特許文献３】
特開平５−25549 号公報
【特許文献４】
特開平10−310847号公報
【特許文献５】
特公平８−23048 号公報
【特許文献６】
特開2001−247946号公報
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、最近では、さらに成形条件が厳しくなり、特許文献６に記載された技術で製造された高張力溶融亜鉛めっき鋼板でも、必ずしもこれら成形条件に十分に適合できる特性を有しているとはいえず、さらなる成形性向上が要望されている。
【００１４】
一般に、鋼板を高強度化すると穴拡げ率λおよび全伸びＥｌが低下してプレス加工性が低下し、また、高λ化するとＥｌが低下する。加えて、最近特に高強度鋼板の成形性改善の観点から注目されている歪時効特性との両立は、さらに技術的な問題が多く実現されていなかった。このように、高λでかつ高いＴＳ×Ｅｌを有し、さらには成形性向上に有利な高い歪時効特性とを両立させた高張力溶融亜鉛めっき鋼板は見当たらなかった。
【００１５】
本発明では、上記した従来技術の問題点を有利に解決し、引張強さ440MPa以上を有し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案することを目的とする。
【００１６】
【発明を解決するための手段】
従来、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性が同時に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは困難とされてきた。本発明者らは、上記した課題を達成するため、まず、下記のように考えた。
（１）フェライト相およびマルテンサイト相から成る複合組織では変形に際し、フェライト相よりも軟質なマルテンサイト相の周囲に応力集中が生じるためクラック発生の起点になり、伸びフランジ性が低下するとの考えから、フェライト相とマルテンサイト相との硬度差減少のために、焼鈍後の急冷とその後の焼戻しにより、マルテンサイト相を軟質化（焼戻マルテンサイト相の適量生成）するとともに、成分含有量や焼鈍時の熱履歴の適正化によりＣ、Ｎ、Si、Mn等の固有強化元素を適量、フェライト相へ分配しフェライト相の硬質化を図ることが伸びフランジ性向上の観点から有効である。
（２）強度−延性バランスを向上させるためには、一般的に組織をフェライトとマルテンサイトの複合組織とし、フェライト相の増加やマルテンサイト相を微細化することが有効とされているが、高強度化するに際し、マルテンサイト相の相分率を過度に増加すると、伸びフランジ性が低下する。伸びフランジ性と強度−延性バランスを同時に向上させるためには、マルテンサイト相の相分率を強度−延性バランス、および伸びフランジ性の著しい劣化が生じない範囲に調整し、かつ焼戻しによるマルテンサイトの軟質化を図ることが有効である。
（３）歪時効特性を向上させるためには、軟質でより多くの転位が導入され歪時効硬化特性への寄与が大きいと予測されるフェライト相中の固溶Ｎ量を増加させればよいと考えられる。この固溶Ｎ量の増加には、焼鈍後の冷却に際しＮが析出物として析出することを抑制する意味から、焼鈍後、極力高速で冷却することが望ましい。しかしながら、フェライト相中に過度の固溶Ｎを含有することは、フェライトの延性を著しく劣化させ強度−延性バランスの大幅な低下を招く可能性がある。また、焼鈍後の冷却速度を増加させることは、マルテンサイト相が大幅に増加し延性が低下するとともに、室温での耐時効性の劣化を招く可能性がある。このため、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性を同時に向上させるためには、鋼組成、焼鈍温度、焼戻し時のヒートパターンを適正化する必要がある。さらに、
（４）伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性が同時に優れた溶融亜鉛めっき鋼板とするには、溶融亜鉛めっき工程前に、鋼板焼鈍工程で鋼板表層に形成された成分濃化層を除去したのち、連続溶融亜鉛めっきラインで、めっき前焼鈍処理と溶融亜鉛めっき処理を含む溶融亜鉛めっき工程を行うことが有効である。
【００１７】
このような考えに基づき具体的には、
▲１▼ フェライト相やマルテンサイト相の相分率や硬さを大きく変化させ、伸びフランジ性や強度−延性バランスに大きく影響するＣ、Mn、Si含有量の適正化、
▲２▼ 歪時効硬化特性の向上に有効に作用し、またフェライト相やマルテンサイト相の硬さに大きな影響を及ぼすＮ量の適正化、および
▲３▼ マルテンサイトの微細化と軟質化に影響するめっき前焼鈍処理条件の適正化、
について種々の検討を行った。
【００１８】
次に、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.042 ％、Mo：0.15％、Ｐ：0.009 ％、Ｓ：0.002 ％、Al：0.008 ％、Ｎ：0.0164％を基本組成とし、これにＣ、Si、MnをＣ：0.015 〜0.031 ％、Si：0.02〜0.5 ％、Mn：0.2 〜2.0 ％の範囲でそれぞれ変化させた組成のシートバーを、1250℃に加熱し均熱後、仕上圧延終了温度が900 ℃となるように３パスの圧延を行い板厚4.0mm の熱延板とした。なお、仕上圧延終了後、熱延板にはコイル巻取り処理相当の保温（600 ℃×１h ）を実施した。
【００１９】
ついで、これら熱延板に、圧下率70％の冷間圧延を施して板厚1.2mm の冷延板とした。得られた冷延板に、850 ℃で40s 間保持する焼鈍を施した後、700 ℃まで平均冷却速度が30℃／s となるようにガス冷却し、さらに700 ℃から100 ℃以下までの間の平均冷却速度が約600 ℃／s となるように水冷却を施しついで、酸洗した。
【００２０】
その後、これら冷延板に、680 ℃で40s 間保持するめっき前焼鈍を施し、ついで475 ℃までの平均冷却速度が15℃/sとなるようにガス冷却したのち、475 ℃の亜鉛浴（0.13％Al−Zn）に３s 間浸漬し、冷延板表面に溶融亜鉛めっき層を形成し、ついで、ガスワイピングにより目付量を45g/m2に調整した。その後、再度520 ℃に加熱して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行ったのち、100 ℃までの平均冷却速度が15℃／s となるようにガス冷却し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。なお、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、フェライト、マルテンサイト、および焼戻マルテンサイトからなる組織を有する複合組織型溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２１】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板について引張試験、穴拡げ試験、歪時効硬化試験を実施した。
引張試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたＪＩＳ５号引張試験片を用いJIS Z 2241の規定に準拠して行い、引張特性（降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌ）を求めた。
【００２２】
穴拡げ試験は、日本鉄鋼連盟規格JFS T 1001の規定に準拠して、大きさ80mm×80mm×板厚1.2 mmの試験片を用い、初期穴径を10mm、ダイス内径を10.3mm、クリアランスを板厚の12.5％の条件下で行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λはλ（％）＝（Dr−Do）／（Do）×100 （ここで、Dr：破断後の穴径（mm）、Do：初期の穴径（mm））を用いて算出した。
【００２３】
歪時効硬化試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたＪＩＳ５号引張試験片を用いて引張予歪を５％とする予変形を施し、塗装焼付相当処理として、170 ℃×20min の熱処理を施した後、引張試験を施し、予変形−熱処理後の降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳBHを求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−Ｓ5%、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、Ｓ5%は５％予変形したときの変形応力、ＴＳは引張強さを表す。
【００２４】
得られた結果を、図１、図２、図３に示す。
図１は強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係を、図２は穴拡げ率λと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係を、図３はＢＨ量、ΔＴＳと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝の関係をそれぞれ示す。なお、Ｃ、Ｎ、Mn、Siは各元素の含有量（質量％）である。
【００２５】
図１、図２、図３から、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を0.5 〜2.0 の範囲に調整することにより、穴拡げ率λ、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌ、ＢＨ量、ΔＴＳを同時に高い値とすることができ、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性ともに優れた溶融亜鉛めっき鋼板が製造可能となることがわかる。また、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を0.5 〜2.0 の範囲に調整したうえ、焼鈍温度やその後の冷却時のヒートパターンを適正に制御することも重要であることを知見した。
【００２６】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものであり、本発明の要旨は下記の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：0.01〜0.10％、Si：0.01〜0.5 ％、Mn：0.1 〜2.0 ％、 Ｐ：0.08％以下、Ｓ：0.005 ％以下、Al：0.02％以下、Ｎ：0.0050〜0.0250％、Mo：0.05〜1.0 ％を含み、かつＮ／Alが0.3 以上を有し、さらにＣ、Ｎ、Mn、Siが次（１）式
0.5 ≦12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si≦2.0 ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Mn、Si：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：200 ℃以上750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に酸洗および冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａc1変態点＋20℃）〜（Ａc1変態点−100 ℃) の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜50℃／ｓとなる冷却を施し、さらに100 ℃以下まで、少なくとも前記所定温度から100 ℃までの平均冷却速度が300 ℃／ｓ以上となる冷却を施す鋼板焼鈍工程と、前記鋼板焼鈍工程で表層に形成された成分濃化層を酸洗により除去する成分濃化層除去工程とを施したのち、ついで、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲に加熱するめっき前焼鈍処理を施した後、10℃／s 以上の冷却速度で所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却し、該溶融亜鉛めっき処理温度で表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施したのち、前記溶融亜鉛めっき処理温度から100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する溶融亜鉛めっき工程と、あるいはさらに100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することなく、470 〜600 ℃の温度範囲に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行ったのち、ついで100 ℃以下までの間を10℃／s 以上の冷却速度で冷却する合金化処理工程と、を順次施すことを特徴とする、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れ、引張強さ440MPa以上を有する複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（３）（１）または（２）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖ、Ｂのうちの１種または２種以上を次（２）式
Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）≧0.3 ………（２）
（ここで、Ｎ、Al、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有することを特徴とする複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２７】
【発明の実施の形態】
本発明の製造方法で得られる高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有し、引張強さ（ＴＳ）が440MPa以上という高張力で、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性に優れた複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００２８】
まず、本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
Ｃ：0.01〜0.10％
本発明では、440MPa以上の引張強さを確保し、組織を複合組織とするという観点から、Ｃは0.01％以上含有する。一方、0.10％を超える含有は、鋼中炭化物の分率が増加することに起因して、鋼板の延性、さらには成形性が顕著に悪化する。さらに重要な問題として、Ｃを0.10％を超えて含有すると、スポット溶接性、アーク溶接性等の溶接性が顕著に低下する。このため、本発明ではＣは0.01〜0.10％の範囲に限定した。なお、成形性の向上という観点からは、Ｃは0.08％以下とすることが好ましい。とくに良好な延性が重要となる用途には、Ｃは0.05％以下とすることがさらに好ましい。
【００２９】
Si：0.01〜0.5 ％
Siは、鋼の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素である。このような効果は、0.01％以上の含有で認められる。しかし、Siを0.5 ％を超えて含有すると、めっき性のうち濡れ性を阻害するなどの悪影響を示す。このため、Siは0.01〜0.5 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは0.1 ％以上である。また、引張強さが500MPaを超えるような高強度で高延性を有する鋼板を製造する場合には、強度−延性バランスの観点からSiは0.2 ％以上とすることがより好ましい。
【００３０】
Mn：0.1 〜2.0 ％
Mnは、鋼を強化する作用があり、さらにフェライトとマルテンサイトの複合組織が得られる臨界冷却速度を小さくして、フェライトとマルテンサイトの複合組織の形成を促進する作用や、結晶粒を微細化する作用を有しいる。このような効果を得るためには、本発明ではMnは0.1 ％以上で、再結晶焼鈍後の冷却速度に応じた量含有する。また、MnはＳによる熱間割れを防止する有効な元素であり、含有するＳ量に応じて添加することが好ましい。さらにＴＳ：500MPa超級の高強度が要求される場合には、Mnは0.5 ％以上含有することが好ましい。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。Mnの含有量をこのレベルまで高めることで、熱延条件の変動に対する鋼板の機械的性質のばらつき、とくに歪時効硬化特性のばらつきが顕著に少なくなるという大きな利点がある。しかし、Mnを2.0 ％を超えて過度に含有すると、詳細な機構は不明であるが鋼板の熱間変形抵抗を増加させる傾向があるうえ、さらに溶接性、溶接部の成形性が劣化する傾向となり、またフェライトの生成が抑制されるため延性が顕著に低下する傾向となる。以上のことから、Mnは2.0 ％を上限とした。なお、より良好な耐食性と成形性が要求される用途ではMnは0.80％以下とすることが望ましい。
【００３１】
Ｐ：0.08％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、所望の強度に応じて0.001 ％以上含有させることが好ましいが、0.08％を超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Ｐは0.08％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、Ｐは0.05％以下とすることが好ましい。さらに、ＴＳ：590MPa以上の高強度が要求される用途でＣ、Mn等を多量に含有する場合には、溶接性の観点から、Ｐは0.05％以下とするのが好ましい。
【００３２】
Ｓ：0.005 ％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であるため、本発明ではできるだけ低減するのが好ましい。なお、Ｓを0.005 ％以下に低減すると、伸びフランジ成形性への悪影響が無視できることから、本発明ではＳは0.005 ％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合、あるいはＴＳ：590MPa以上を確保するために、Ｃ、Mn等を多量に含有し、優れた溶接性を要求される場合には、Ｓは0.003 ％以下とすることが好ましい。
【００３３】
Al：0.02％以下
Alは、鋼の脱酸剤として作用し、鋼の清浄度を向上させることに有用な元素であり、また鋼の組織微細化のためにも有用な元素であり、0.001 ％以上含有することが好ましい。なお、より好ましくは、0.005 ％以上である。本発明においては、固溶状態のＮを強化元素としても利用するが、適正範囲のAlを添加したアルミキルド鋼のほうが、アルミニウムを添加しない従来のリムド鋼に比して、機械的性質が優れている。一方、Alが0.02％を超えて多くなると、表面性状の悪化、固溶Ｎの顕著な低下につながり、本発明の目的である極めて大きな時効硬化特性を確保することが困難となる。このため本発明では、Alは従来鋼より低い0.02％を上限とした。なお、材質の安定性という観点から、Alは0.001 〜0.015 ％の範囲とすることが望ましい。またAl含有量の低減は結晶粒の粗大化につながる懸念があるが、本発明では他の合金元素を最適量に制限することと、焼鈍条件を最適な範囲とすることで防止する。
【００３４】
Ｎ：0.0050〜0.0250％
Ｎは、優れた歪時効硬化特性を発現させるうえで重要な元素である。また、Ｎは、鋼の変態点を降下させる作用もあり、薄物で変態点を大きく割り込んだ圧延をしたくないという状況下での操業安定化に有効である。本発明では、適正範囲のＮを含有して、製造条件を制御することにより、溶融亜鉛めっき鋼板（製品）の状態で必要かつ十分な固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化での強度（降伏応力ＹＳおよび引張強さＴＳ）上昇効果が十分に得られ、目標とする440MPa以上の引張強さと歪時効処理前後での、80MPa 以上の変形応力増加量（ＢＨ量）、および50MPa 以上の引張強さ増加量（ΔＴＳ）とが安定して得られる。
【００３５】
上記した効果は、おおむね0.0050％以上のＮ含有によって，安定して得られる。しかし0.0250％を超えて含有すると、鋼板の内部欠陥の発生率が高くなるとともに、連続鋳造時のスラブ割れなどの発生も顕著となる。このため、Ｎは0.0050〜0.0250％の範囲に限定した。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留まり向上という観点では、Ｎは0.0070〜0.0170％の範囲にすることがさらに好ましい。なお、本発明の範囲内のＮ含有量であれば、溶接性等にはまったく悪影響はない。
【００３６】
Mo：0.05〜1.0 ％以下
Moは、鋼の焼入性を向上し、マルテンサイト相の生成を促進する作用を有する元素であり、かつ溶融亜鉛めっき性に影響の少ない元素であり本発明では、安定して複合組織を得るために、0.05％以上積極的に含有させる。一方、1.0 ％を超えて含有すると、めっき層合金化の遅滞を生じる。このため、Moは0.05〜1.0 ％の範囲に限定した。
【００３７】
固溶状態のＮ：0.0030％以上
鋼板で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が有効に発揮されるには、固溶状態のＮ（以下、固溶Ｎともいう）は概ね0.0030％以上とする必要がある。
なお、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から、析出Ｎ量を差し引いた値とする。本発明では、析出Ｎ量は電解抽出による溶解法を適用した分析法で求めるものとする。析出Ｎ量の分析法としては種々の方法を検討したが、本発明法で採用した定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法を適用する方法が最も良く、実際の材質の変化とよく対応したことに基づく。なお、電解液としては、アセチルアセトン系を用いることが好ましい。定電位電解法を用いた電解抽出による溶解法にて抽出した残渣を化学分析して残渣中のＮ量を求め、これを析出Ｎ量とした。
【００３８】
また、さらに大きな歪時効硬化による降伏応力の増加、引張強さＴＳの増加が必要な場合は、固溶Ｎ量を概ね0.0050％以上とすることが有効である。
Ｎ／Alの比：0.3 以上
固溶Ｎを安定して0.0030％以上残留させるためには、Ｎを強力に固定する作用を有するAlの含有量を制限することが望ましい。幅広く成分の組み合わせを変化させた溶融亜鉛めっき鋼板について、溶融亜鉛めっき鋼板中に固溶状態で残存するＮと、Ｎ含有量（質量％）とAl含有量（質量％）の比であるＮ／Al比との関係を調査した結果、本発明鋼の鋼組成の範囲ではＮ／Alの値を0.3 以上とすることで安定して固溶Ｎ量を0.0030％以上にでき、目標とする歪時効硬化の効果が発揮されることを確認した。このため、Ｎ／Alの比は0.3 以上とする。
【００３９】
本発明では、Ｃ、Ｎ、Mn、Siを次（１）式
0.5 ≦12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si≦2.0 ………（１）
（ここで、Ｃ、Ｎ、Mn、Si：各元素の含有量（質量％））
が満足するように含有する。これにより、図１、図２、図３で示したように、伸びフランジ性、強度−延性バランス、および歪時効硬化特性全てを同時に向上させることができる。このため、Ｃ、Ｎ、Mn、Siの含有量、すなわち、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝を厳密に制御することが重要となる。なお、｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝は好ましくは0.5 〜1.8 である。
【００４０】
この詳細な機構については現在のところ不明な点が多いが、本発明者らは、次のように考えている。
Siは、フェライト中の固溶Ｃ、固溶Ｎを減少させて、フェライト相をより軟質化させると考えられ、延性を向上させる。しかし、Siの過剰な含有は歪時効特性を急激に低下させる。これは、SiとＮを含む化合物の析出により固溶Ｎが減少することに起因すると思われるが、固溶Ｎの減少量はMn量、Si量とのバランスにより変化し、特に｛12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si｝が0.5 未満で顕著になる。Siとは逆に、Ｃ、Ｎ、Mnはその総量がある範囲を超えるとフェライト相を過度に硬化させるため、急激に強度−延性バランスを低下させる。本発明では、好ましい製造方法として、後述するように焼鈍後に高速冷却する。ところが、このような高速冷却により、高い伸びフランジ性や高い歪時効特性が得やすいものの、延性が劣化し易い。この延性の劣化を防止するには、フェライト安定化元素であるSiの含有が有効となる。
【００４１】
本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Cu、Niのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下含有できる。
CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Cu、Niは、鋼を強化させる作用があり、所望の強度に応じて１種または２種を選択して含有できる。しかし、Cu、Niを単独または複合し合計で2.0 ％を超えて過剰に含有すると、強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌが低下する傾向がある。このため、Cu、Niは１種または２種を合計で2.0 ％以下に限定することが好ましい。なお、上記した効果を得るためには、それぞれ、Cu：0.05％以上、Ni：0.05％以上含有することが好ましく、単独または複合して含有してもよい。
【００４２】
また、本発明では、上記した基本組成に加えてさらに、Nb、Ti、Ｖ、Ｂのうちの１種または２種以上が次（２）式
Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）≧0.3 ………（２）
（ここで、Ｎ、Al、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％））
を満足するように含有することが好ましい。
【００４３】
Ｂ、Nb、Ti、Ｖは、窒化物を形成し、析出硬化により鋼の強度を増加させる作用を有し、所望の強度に応じて１種または２種以上選択して含有することができる。（２）式が満足されない場合、すなわちＮ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）が0.3 未満では、歪時効硬化特性が劣化する傾向がある。なお、上記した効果を得るためには、Ｂ：0.0001％以上、Nb：0.001 ％以上、Ti：0.001 ％以上、Ｖ：0.001 ％以上含有することがより好ましく、単独または複合して含有してもよい。
【００４４】
なお、本発明では、上記した成分以外に、Ca、Zr、REM 等を通常の鋼組成の範囲内であれば含有させてもなんら問題はない。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えばSb、Sn、Zn、Co等が挙げられ、これら不可避的不純物元素は、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００４５】
次に、本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板のミクロ組織について説明する。
本発明の製造方法で得られる溶融亜鉛めっき鋼板は、主相であるフェライト相を、組織全体に対する面積率で50〜96％、第二相として、１〜30％のマルテンサイト相と３％以上の焼戻マルテンサイト相とを含む複合組織を有する。
主相であるフェライト相が、組織全体に対する面積率で50％未満では、高い延性を確保することが困難となり、プレス成形性が低下する傾向となる。また、さらなる良好な延性が必要とされる用途では、フェライト相は組織全体に対する面積率で70％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相は96％以下とする必要がある。
【００４６】
また、第二相の相であるマルテンサイト相が、組織全体に対する面積率で１％未満では、高い強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌを確保することができない。一方、マルテンサイト相が組織全体に対する面積率で30％を超えると、伸びフランジ性、強度−延性バランスが低下する。このため、マルテンサイト相は、組織全体に対する面積率で１〜30％とする。なお、より高い強度−延性バランスを得るという観点からは、マルテンサイト相は組織全体に対する面積率で３％以上とすることが好ましい。このマルテンサイト相の存在は優れた常温での耐時効性を得るうえでも重要である。
【００４７】
本発明では、伸びフランジ性向上の観点からは、第二相としてさらに、組織全体に対する面積率で３％以上の焼戻マルテンサイト相を含むことが必要である。これにより、主相であるフェライト相と第二相間の硬度差が減少し、穴拡げ時のクラックの起点を減少させることができる。なお、ここでいう焼戻マルテンサイト相とは、マルテンサイト中に過飽和に固溶した炭素や合金元素が焼戻処理により炭化物として析出した組織をいうものとする。マルテンサイト相と焼戻マルテンサイト相は走査型電子顕微鏡等による組織観察で容易に判別できる。
【００４８】
なお、上記した主相、第二相以外に、副相としてパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相のいずれかを混合してもよい。ただし、これらパーライト相、ベイナイト相、残留オーステナイト相は、前記マルテンサイト相の効果をより有効に発揮させるため、これらの副相の合計を主相であるフェライト相以外の組織（第二相＋副相の合計）に対して面積率で50％以下に限定することが好ましい。
【００４９】
次に、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
鋼スラブの組成は、固溶状態のＮを除き、上記した鋼板組成と同じ組成とする。
上記した組成の溶鋼を、転炉、電気炉等の公知の溶製法により溶製したのち、成分のマクロな偏析を防止すべく連続鋳造法で鋼スラブとすることが望ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等の公知の鋳造方法で鋼スラブとしてもよい。
【００５０】
得られた鋼スラブは、ついで熱間圧延工程により熱延板とされる。熱間圧延工程では、鋼スラブは、いったん室温まで冷却し、その後再加熱する方法に加え、室温まで冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入したのち圧延する、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。特に固溶状態のＮを有効に確保するには直送圧延は有用な技術の一つである。
【００５１】
つぎに、熱間圧延条件の限定理由について説明する。
スラブ加熱温度：1000℃以上
スラブ加熱温度は初期状態として固溶状態のＮを確保するという観点から1000℃以上とする。スラブ加熱温度の上限は特に規制されないが、酸化重量の増加にともなうロスの増大などから1280℃以下とすることが望ましい。加熱されたスラブは粗圧延により所定厚さのシートバーとされたのち、該シートバーに仕上圧延出側温度を800 ℃以上とする仕上圧延を施し熱延板とする。
【００５２】
仕上げ圧延出側温度：800 ℃以上
仕上げ圧延出側温度を800 ℃以上とすることにより、均一微細な熱延母板組織を得ることができ、用途上、問題なく使用することができる。しかし、仕上げ圧延出側温度が800 ℃未満では、熱延板組織が不均一になり、その後の冷間圧延、焼鈍、めっき処理後にもその組織の不均一性が消えずに残留し、プレス成形時に種々の不具合を発生する危険性が増大する。また、仕上圧延出側温度が低い場合に、加工組織の残留を回避すべく高い巻取温度を採用しても、粗大粒の発生にともなう同様の不具合を生じ、また固溶Ｎの顕著な低下も生ずるため、目標とする440MPa以上の引張強さを確保することが困難となる。このようなことから、仕上げ圧延出側温度を800 ℃以上とする。なお、さらに機械的性質を向上させるには、仕上圧延出側温度を820 ℃以上とすることが望ましい。仕上圧延出側温度の上限は特に限定する必要はないが、過度に高い仕上圧延出側温度で圧延した場合はスケール疵の発生が増大する危険があるため、おおむね1000℃程度までとすることが好ましい。
【００５３】
巻取温度：750 ℃以下
仕上圧延終了後の巻取温度を低下させることにより、強度は増加する傾向にある。本発明が目標とする440MPa以上の引張強さを得るには、巻取温度を750 ℃以下とする。なお、巻取温度の下限は、材質上は厳しく限定されないが、巻取温度が200 ℃を下まわると鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生ずる危険性が増大する。また、材質の均一性も低下する傾向となる。このため、熱延板の巻取温度は750 ℃以下200 ℃以上とする。なお、さらに高い材質均一性が要求される場合は、巻取温度は300 ℃以上とすることが望ましい。
【００５４】
熱延板はついで、冷間圧延工程を施され冷延板とされる。冷間圧延工程は、通常、酸洗、冷間圧延からなるが、極めて薄いスケールの状態であれば酸洗を行うことなく、直接、冷間圧延することも可能であり、冷間圧延工程では少なくとも冷間圧延を行えばよい。なお、酸洗を行う場合には通常の方法に準じて行うことが好ましい。冷間圧延は所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、本発明では、圧下率等特に限定する必要はないが、表面の平坦度や組織の均一性の観点から40％以上の圧下率とすることが望ましい。
【００５５】
ついで、冷延板は焼鈍処理とその後の冷却からなる鋼板焼鈍工程を施される。冷延板の焼鈍処理は、（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の焼鈍温度範囲で行う。一般に、焼鈍温度が、フェライト＋オーステナイトの二相域では熱力学的にオーステナイト相へＮが優先的に分配され、フェライト相、マルテンサイト相に固溶Ｎが均一に分散しにくくなるため、高い歪時効硬化が期待できないものと考えられている。しかし、本発明では、後述するように、焼鈍処理後、急速冷却を施すため、冷却中、オーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化が抑制されることや、Ｎの析出量が少量に留まることから、（Ａc3変態点−50℃）以上の温度範囲であれば、二相域で焼鈍しても高い歪時効特性が得られる。
【００５６】
しかし、（Ａc3変態点−50℃）より低い温度範囲における二相域で焼鈍した場合には、後述する溶融亜鉛めっき処理を施す前のめっき前焼鈍処理で、めっき前焼鈍後の冷却を高速とすることが期待できないため、オーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化が助長され、高い歪時時効特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板が得られない。一方、焼鈍処理における焼鈍温度が（Ａc3変態点＋50℃）を超えて高くなると結晶粒が粗大化し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性が劣化するうえ、室温での耐時効性が低下する。このため、焼鈍処理の焼鈍温度は（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲とする。なお、焼鈍処理における焼鈍温度までの加熱速度は、フェライト＋オーステナイトの二相域通過時のオーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化防止の観点から、１℃/s以上とすることが好ましく、また延性確保の観点からは50℃/s以下とすることがより好ましい。
【００５７】
また、焼鈍処理は、組織の微細化、固溶Ｎの確保の観点からできるだけ短い時間とすることが望ましいが、おおむね10ｓ程度以上の均熱が操業の安定性の観点からは望ましい。また、組織の均一、かつ微細化の観点からはおおむね120 ｓ以下とすることが望ましい。このような均一かつ微細な結晶組織では、固溶Ｎの安定サイトと思われる粒界の面積が大幅に増大するため、常温での耐時効性向上にも有効であると思われる。
【００５８】
冷延板は、 上記した条件で加熱均熱する焼鈍処理を施されたのち、冷却される。焼鈍処理後の冷却は、フェライト相やマルテンサイト相の相分率制御、組織の微細化、固溶Ｎの確保等の観点から重要である。本発明では、焼鈍温度からの冷却は二段階冷却とする。第一段階の冷却では、焼鈍温度から（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜50℃/sである冷却とする。
【００５９】
第一段階の冷却に続く第二段階の冷却は、さらに（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度から100 ℃以下まで、少なくとも（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度から100 ℃の間の平均冷却速度が300 ℃/s以上である冷却とする。
第一段階の冷却では、適正量のマルテンサイト相を生成させ適正な複合組織とするために、焼鈍温度から（ Ac1変態点＋20℃）〜（ Ac1変態点−100 ℃）の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度を５〜50℃/sに限定する。平均冷却速度が５℃/s未満では、第二相が粗大化し強度−延性バランスが劣化する。一方、50℃/sを超えること、適正量のマルテンサイト相を確保することが困難となる。また、第一段階の冷却の冷却終了温度である前記所定温度を（ Ac1変態点＋20℃）を越えて高い温度とすると、適正な複合組織とすることができず、高い強度−延性バランスを得ることが困難となる。このため、第一段階の冷却の冷却終了温度の上限を（ Ac1変態点＋20℃）とする。また、第一段階の冷却の冷却終了温度である前記所定温度が（ Ac1変態点−100 ℃）未満となると、歪時効硬化特性が低下する。このため、第一段階の冷却の冷却終了温度の下限を（ Ac1変態点−100 ℃）とする。なお、第一段階の冷却の冷却終了温度は上記した温度範囲内で適宜設定すればよい。
【００６０】
第二段階の冷却では、固溶Ｎの確保やマルテンサイト相の形態、量を適正なものとするために、第一段階の冷却後直ちに、100 ℃以下まで、少なくとも第一段階の冷却終了温度から100 ℃までの平均冷却速度で300 ℃/s以上の急速冷却を施す。平均冷却速度が300 ℃/s未満では所定量以上の固溶Ｎを確保できないうえ、後述する溶融亜鉛めっき処理後に優れた伸びフランジ性を確保できなくなる。
【００６１】
鋼板焼鈍工程を経た冷延板は、ついで、成分濃化層除去工程を施される。
鋼板焼鈍工程の焼鈍処理により、冷延板表層には、Ｐが析出し、さらにMn、Si、Cr等が酸化物として濃化する。本発明では、このような成分濃化層を、酸洗により除去する成分濃化層除去工程を施す。なお、酸洗は、通常公知の酸洗と同様としてなんら問題はない。使用する酸類は、塩酸水溶液とすることが好ましい。
【００６２】
なお、この鋼板焼鈍工程の焼鈍処理により冷延板表面近傍の粒界には、Mn、Si等のミクロな酸化物層が形成される。これらのミクロな酸化物層は、成分濃化層除去工程における酸洗によっては完全に除去できず、冷延板表面近傍に残留し、その後の溶融亜鉛めっき工程における加熱に際して、鋼板内部からのSi、Mn等の合金元素の表面への拡散を阻止し、Si、Mnの冷延板表面への濃化を抑制する。これにより、めっき性が改善される。
【００６３】
成分濃化層除去工程についで、連続溶融亜鉛めっきラインで、冷延板に溶融亜鉛めっき工程を施す。
溶融亜鉛めっき工程は、溶融亜鉛めっき処理前の焼鈍処理（めっき前焼鈍処理ともいう）と溶融亜鉛めっき処理とからなる。
めっき前焼鈍処理は、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲に加熱し、10〜120 ｓ間保持する処理とする。めっき前焼鈍処理の焼鈍温度が（Ac1 変態点＋50℃）を超えると、適正量の焼戻マルテンサイト相が確保できず、高い伸びフランジ性を得ることが困難になるとともに、オーステナイト相へのＮの過度の分配が生じ、歪時効硬化特性が顕著に劣化する。一方、めっき前焼鈍処理の焼鈍温度が（ Ac1変態点）℃未満では、複合組織を得ることができず、高い強度−伸びバランスが得られない。このようなことから、めっき前焼鈍処理は、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲で行う。
【００６４】
また、めっき前焼鈍処理は、組織の微細化、固溶Ｎの確保、過度のマルテンサイト相の生成抑制、焼戻マルテンサイトの確保の観点から、できるだけ短時間とすることが望ましいが、操業の安定性の観点から、おおむね10ｓ程度以上の均熱とすることが望ましい。また、適正量のマルテンサイト相、焼戻マルテンサイト相を生成するという観点からはおおむね120 ｓ以下とすることが望ましい。
【００６５】
なお、めっき前焼鈍処理の焼鈍温度への加熱速度は、フェライト＋オーステナイトの二相域通過時のオーステナイト中へのＣ、Ｎの濃化防止の観点から、１℃/s以上とすることが好ましい。なお、加熱速度の上限については特に限定されない。
めっき前焼鈍処理を施された冷延板は、ついで、10℃／s 以上の冷却速度で所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却される。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しいうえ、さらに、所定量以上の固溶Ｎの確保が困難となり、歪時効硬化特性も顕著に劣化する。
【００６６】
所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却された冷延板は、ついで、溶融亜鉛めっき浴に浸漬され、表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施される。溶融亜鉛めっき処理は、通常の溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に、450 〜550 ℃程度の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、亜鉛浴は、0.10〜0.15％のAlを含有するZn浴とするのが好ましい。また、溶融亜鉛めっき処理後、必要に応じて目付量調整のためのワイピングを行ってもよい。
【００６７】
鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、溶融亜鉛めっき処理温度から100 ℃以下までの間を10℃/s以上の冷却速度で冷却する。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しい。
また、本発明では溶融亜鉛めっき層を形成した後、前記したような 100℃以下までの間を10℃/s以上の冷却速度で冷却することなく、溶融亜鉛めっき層を合金化処理する合金化処理工程を施しても良い。合金化処理における加熱温度は、470 〜600 ℃の温度範囲とするのが好ましい。加熱温度が470 ℃未満では合金化の進行が遅く生産性が低下する。一方、加熱温度が600 ℃を越えると、めっき層の合金化が進行しすぎて合金化溶融亜鉛めっき層が脆化する。このため、本発明では合金化処理の加熱温度を470 〜600 ℃の温度範囲とすることが好ましい。なお、合金化処理温度での保持時間は、操業の安定性の観点から10s 以上、組織の均一性、微細化の観点から120s以下とすることが好ましい。
【００６８】
合金化処理後、冷延板は冷却されるが、合金化処理温度から100 ℃までの平均冷却速度を10℃/s以上とする。平均冷却速度が10℃/s未満では、複合組織が安定して得られず、高い強度−延性バランスを得ることが難しい。
なお、本発明では、上記した工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、伸び率２％以下の調質圧延を加えてもよい。
【００６９】
また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板には、めっき層の上層として化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善のために特殊な処理を施してもよいことはいうまでもない。
【００７０】
【実施例】
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法で鋼スラブとした。ついで、これら鋼スラブを表２に示す熱間圧延条件により、板厚4.0mmの熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、圧下率：70％で冷間圧延を施す冷間圧延工程を施し、板厚1.2mmの冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ラインにて表２に示す焼鈍条件で再結晶焼鈍する鋼板焼鈍工程を施した。ついで、得られた鋼帯（冷延板）に、５％HCl 水溶液にて酸洗処理を施す成分濃化層除去工程を施した。
【００７１】
ついで、これら鋼帯（冷延板）に、連続めっきラインにて表２に示す条件でめっき前焼鈍処理、溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼帯表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。溶融亜鉛めっき処理は、溶融亜鉛めっき浴に鋼板を浸漬して行い、浸漬した鋼板を引き上げた後、ガスワイピングにより目付量を調整した。溶融亜鉛めっき処理は、板温度：475 ℃、めっき浴：0.13％Al−Zn、めっき浴温：475 ℃、浸漬時間：３ｓ、目付量：片面当り45g/m2とした。また一部の鋼帯（冷延板）には合金化処理を施し、溶融亜鉛めっき層を合金化溶融亜鉛めっき層とした。合金化処理は、520 ℃×20ｓとした。なお、溶融亜鉛めっき処理後、あるいは合金化処理後は表２に示す条件で冷却した。溶融亜鉛めっき処理工程あるいは、合金化処理工程後、得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき板）に、さらに伸び率：0.5 ％の調質圧延を施した。
【００７２】
得られた鋼帯（溶融亜鉛めっき板）から試験片を採取し、組織観察、引張試験、穴拡げ試験、歪時効硬化試験を実施し、引張特性、伸びフランジ特性、歪時効硬化特性を評価した。試験方法は次の通りとした。
（１）組織観察
得られた鋼帯から試験片を採取し、圧延方向に直交する断面（Ｃ断面）について、光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて微視組織を撮像し、画像解析装置を用いて主相としてのフェライト相と第２相としてのマルテンサイト相、焼戻マルテンサイト相と、副相等、組織の種類の同定を行い、それらの組織分率を求めた。なお、マルテンサイト相と焼戻マルテンサイト相との判定は、走査型電子顕微鏡を用いて、炭化物の析出の有無を観察し行った。
（２）引張試験
得られた鋼帯から長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS 5 号引張試験片を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠して引張試験を行い、引張特性（降伏応力(YS)、引張強さ(TS)、伸び(El)、降伏比(YR)）を求めた。なお、降伏比ＹＲは、ＹＲ＝（ＹＳ／ＴＳ）×100 （％）として求めた。
（３）穴拡げ試験
穴拡げ試験は、JFS T 1001の規定に準拠して、大きさ80mm×80mm×板厚1.2mmの試験片を用い、初期穴径を10mm、ダイス内径を10.3mm、クリアランスを板厚の12.5％として行い、穴拡げ率λを求めた。
（４）歪時効硬化試験
歪時効硬化試験は、長軸を圧延方向に直交する方向としたJIS 5 号引張試験片を用いて、引張予歪を５％とする予変形を施し、塗装焼付相当処理として170 ℃×20min の熱処理を施した後に引張試験を実施し、予変形−熱処理後の変形応力ＹＳBH、引張強さＴＳBHを求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−Ｓ5%、△ＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを計算した。なお、Ｓ5%は５％予変形後の変形応力、ＴＳは鋼帯（溶融亜鉛めっき板）の引張強さである。
【００７３】
なお、固溶Ｎ量は化学分析により得た全Ｎ量から定電位電解法により測定した析出Ｎ量を差し引いた値を用いた。また、めっき性は溶融亜鉛めっき鋼板表面を目視で観察し不めっき欠陥の存在の有無を確認した。
得られた結果を表３に示す。
【００７４】
【表１】
【表２】
【表３】
【表４】
【表５】
本発明例は、いずれも、440MPa以上の引張強さ（ＴＳ）を有し、高い穴拡げ率（λ）、高い強度−延性バランス（ＴＳ×Ｅｌ）、高いＢＨ量および高い△ＴＳを示し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性のいずれかが低い値となっている。また、表面のめっき性を観察した結果は、本発明例はいずれもめっき性は良好であることが確認された。
【００８０】
【発明の効果】
以上のように本発明によれば、440MPa以上の引張強さを有し、伸びフランジ性、強度−延性バランス、歪時効硬化特性が同時に優れ、自動車車体用として好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板を安価にしかも安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】強度−延性バランスＴＳ×Ｅｌと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
【図２】穴拡げ率λと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
【図３】ＢＨ量、ΔＴＳと｛12（Ｃ＋Ｎ）＋MnーSi｝との関係を示すグラフである。
Claims (3)
- 質量％で、
Ｃ：0.01〜0.10％、 Si：0.01〜0.5 ％、
Mn：0.1 〜2.0 ％、 Ｐ：0.08％以下、
Ｓ：0.005 ％以下、 Al：0.02％以下、
Ｎ：0.0050〜0.0250％、 Mo：0.05〜1.0 ％
を含み、かつＮ／Alが0. 3以上を有し、さらにＣ、Ｎ、Mn、Siを下記（１）式を満足するように含有し、残部 Fe および不可避的不純物からなる組成の鋼スラブを、加熱温度：1000℃以上に加熱したのち、粗圧延してシートバーとし、該シートバーに仕上圧延出側温度：800 ℃以上とする仕上圧延を施し、巻取温度：200 ℃以上750 ℃以下で巻き取り熱延板とする熱間圧延工程と、前記熱延板に冷間圧延を行い冷延板とする冷間圧延工程と、前記冷延板に（Ａc3変態点−50℃）〜（Ａc3変態点＋50℃）の温度範囲の焼鈍温度に加熱する焼鈍処理を施した後、該焼鈍温度から（Ａc1変態点＋20℃）〜（Ａc1変態点−100 ℃) の温度範囲の所定温度までの平均冷却速度が５〜50℃／ｓとなる冷却を施し、さらに100 ℃以下まで、少なくとも前記所定温度から100 ℃までの平均冷却速度が300 ℃／ｓ以上となる冷却を施す鋼板焼鈍工程と、前記鋼板焼鈍工程で表層に形成された成分濃化層を酸洗により除去する成分濃化層除去工程とを施したのち、ついで、（Ac1 変態点）〜（Ac1 変態点＋50℃）の温度範囲に加熱するめっき前焼鈍処理を施した後、10℃／s 以上の冷却速度で所定の溶融亜鉛めっき処理温度まで冷却し、該溶融亜鉛めっき処理温度で表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施したのち、前記溶融亜鉛めっき処理温度から100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却する溶融亜鉛めっき工程と、あるいはさらに100 ℃以下までの間を10℃／ｓ以上の冷却速度で冷却することなく、470 〜600 ℃の温度範囲に加熱し、前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行ったのち、ついで100 ℃以下までの間を10℃／s 以上の冷却速度で冷却する合金化処理工程と、を順次施すことを特徴とする、伸びフランジ性、強度−延性バランスおよび歪時効硬化特性に優れ、引張強さ440MPa以上を有する複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
0.5 ≦12（Ｃ＋Ｎ）＋Mn−Si≦2.0 ………（１）
ここで、Ｃ、Ｎ、Mn、Si：各元素の含有量（質量％） - 前記組成に加えてさらに、質量％で、CuおよびNiのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下含有することを特徴とする請求項１に記載の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
- 前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖ、Ｂのうちの１種または２種以上を下記（２）式を満足するように含有することを特徴とする請求項１または２に記載の複合組織型高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ｎ／（Al＋Nb＋Ti＋Ｖ＋Ｂ）≧0.3 ………（２）
ここで、Ｎ、Al、Nb、Ti、Ｖ、Ｂ：各元素の含有量（質量％）
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