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JP6813136B1 - 高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 - Google Patents

高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法 Download PDF

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JP6813136B1 JP2020538879A JP2020538879A JP6813136B1 JP 6813136 B1 JP6813136 B1 JP 6813136B1 JP 2020538879 A JP2020538879 A JP 2020538879A JP 2020538879 A JP2020538879 A JP 2020538879A JP 6813136 B1 JP6813136 B1 JP 6813136B1
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麻衣 青山
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Abstract

所定の成分組成を有し、面積率でフェライトが３５％以上８０％以下、焼入れマルテンサイトが０．１％以上５．０％未満、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下、残留オーステナイトが８％以上であり、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下、（残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量）／（フェライト中の平均Ｍｎ量）が１．５以上、（粒径が円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイト面積率＋円相当径３μｍ以下の残留オーステナイト面積率）／（全焼戻しマルテンサイト面積率＋全残留オーステナイト面積率）が０．４以上、（異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、残留オーステナイトの面積率）／（全残留オーステナイトの面積率）が０．６未満である鋼組織を有し、鋼中拡散性水素量が０．３重量ｐｐｍ以下である、引張強さ９８０ＭＰａ以上かつ成形性に優れた強度亜鉛めっき鋼板。

Description

本発明は、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、成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板および製造方法に関する。特に、９８０ＭＰa以上のＴＳ（引張強度）を有し、延性のみならず、穴広げ性、曲げ性にも優れた高強度亜鉛めっき鋼板を得ようとするものである。
近年、地球環境の保全の見地から、自動車の燃費向上が重要な課題となっている。このため、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が、鋼板の高強度化は成形性の低下を招くことから、高強度と高成形性を併せ持つ材料の開発が望まれている。さらにＴＳが９８０ＭＰａ以上の鋼板は自動車用骨格部材として適用する際に、高成形性に加え、乗員を保護するため高いＹＲ（降伏比）が求められる。
高強度かつ高延性に優れた鋼板として、残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、残留オーステナイトを有した組織を呈し、鋼板の成形時には残留オーステナイトによって成形が容易である一方、成形後には残留オーステナイトがマルテンサイト化するため高強度を備えたものになる。
例えば、特許文献１では、０．２〜２．５重量％のＭｎを含有し、引張強度が１０００ＭＰａ以上で、ＥＬ（全伸び）が３０％以上の残留オーステナイトの加工誘起変態を利用した非常に高い延性を有する高強度鋼板が提案されている。このような鋼板は、Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎを基本成分とする鋼板をオーステナイト化した後に、ベイナイト変態温度域に焼入れて等温保持する、いわゆるオーステンパー処理を行うことにより製造される。このオーステンパー処理によるオーステナイトへのＣの濃化により残留オーステナイトが生成されるが、多量の残留オーステナイトを得るためには０．３％を超える多量のＣ添加が必要となる。しかし、鋼中のＣ濃度が高くなるとスポット溶接性が低下し、とくに０．３％を超えるようなＣ濃度ではその低下が顕著であり、自動車用鋼板としては実用化が困難となっている。また、上記特許文献では、高強度薄鋼板の延性を向上させることを主目的としているため、穴広げ性や曲げ性については考慮されていない。
特許文献２では、４〜６重量％のＭｎを含有する鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことにより、高い強度−延性バランスが得られている。しかしながら、特許文献２では、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化による延性の向上については検討されておらず、加工性の改善の余地がある。
また特許文献３では、３．０〜７．０質量％のＭｎを含有する鋼を用いて、フェライトとオーステナイトの二相域での熱処理を施すことにより、未変態オーステナイト中へとＭｎを濃化させることで、安定な残留オーステナイトを形成させ全伸びを向上させている。しかしながら、熱処理時間が短く、Ｍｎの拡散速度は遅いため、濃化が不十分であると推察される。
さらに特許文献４では、０．５０〜１２．００質量％のＭｎを含有する鋼を用いて、熱延板にフェライトとオーステナイトの二相域で長時間熱処理を施すことにより、未変態オーステナイト中へのＭｎ濃化を促進させたアスペクト比の大きな残留オーステナイトを形成させ均一伸びと、穴広げ性を向上させている。しかしながら、上記文献は、高強度鋼板の延性と穴広げ性の向上の検討のみであり、残留オーステナイトやマルテンサイトからなる第二相の分散状態制御による穴広げ性の向上や曲げ性については検討されていない。
特開昭６１−１５７６２５号公報 特開平１−２５９１２０号公報 特開２００３−１３８３４５号公報 特許第６１２３９６６号公報
本発明は、上記の様な現状に鑑みなされたものであり、その目的は、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強度）を有し、かつ成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提供することにある。ここで云う成形性とは、延性と穴広げ性、および曲げ性を示す。
本発明者らは、上記した課題を解決するべく、鋼板の成分組成および製造方法の観点から鋭意研究を重ねたところ、以下のことを見出した。
２．５０質量％以上８．００質量％以下のＭｎを含有し、必要に応じてＴｉなどのその他の合金元素の成分組成を適正に調整して、熱間圧延後、必要に応じて、Ａｃ1変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持し、必要に応じて、酸洗処理を施す。冷間圧延し、その後、Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、５０℃以上３５０℃以下まで冷却し、冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持後、冷却し、必要に応じて、酸洗処理する。次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、必要に応じて、酸洗処理する。その後、好ましくはＡｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施す。またはさらに、４５０℃〜６００℃で合金化処理を施し、さらに、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持後、冷却する。その結果、鋼組織が、面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、焼入れマルテンサイトが０．１％以上５．０％未満であり、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、面積率で残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下、前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）を前記フェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が１．５以上であり、さらに、粒径が円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率の和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が０．４以上であり、異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．６未満であり、さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であることを特徴とする、高強度亜鉛めっき鋼板の製造が可能となることが分かった。
本発明は、以上の知見に基づいてなされたものであり、その要旨は以下のとおりである。
［１］質量％で、Ｃ：０．０３０％〜０．２５０％、Ｓｉ：０．０１％〜３．００％、Ｍｎ：２．５０％〜８．００％、Ｐ：０．００１％〜０．１００％、Ｓ：０．０００１％〜０．０２００％、Ｎ：０．０００５％〜０．０１００％、Ａｌ：０．００１％〜２．０００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、焼入れマルテンサイトが０．１％以上５．０％未満、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、面積率で残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下、前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）を前記フェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．５以上であり、さらに、粒径が円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率との和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトとの面積率の和で除した値が０．４以上であり、異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．６未満である鋼組織と、鋼板表面に亜鉛めっき層とを有し、さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度亜鉛めっき鋼板。
［２］前記成分組成が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．００５％〜０．２００％、Ｎｂ：０．００５％〜０．２００％、Ｖ：０．００５％〜０．５００％、Ｗ:０．００５％〜０．５００％、Ｂ：０．０００３％〜０．００５０％、Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、Ｃｒ：０．００５％〜１．０００％、Ｍｏ：０．００５％〜１．０００％、Ｃｕ：０．００５％〜１．０００％、Ｓｎ：０．００２％〜０．２００％、Ｓｂ:０．００２％〜０．２００％、Ｔａ：０．００１％〜０．１００％、Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、Ｚｒ：０．０００５％〜０．００５０％、ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、［１］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［３］前記亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、［１］または［２］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
［４］［１］、または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、５０℃以上３５０℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持後冷却し、その後、Ａｃ1変態点以上Ａｃ1変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持後、冷却する、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［５］［１］、または［２］に記載の成分組成を有する鋼スラブを、加熱し、仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、５０℃以上３５０℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持後、冷却し、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、一旦冷却し、その後、再度Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持後、冷却する、高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［６］前記巻き取り後、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、［４］または［５］に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
［７］前記亜鉛めっき処理後、４５０℃〜６００℃で合金化処理を施す、［４］〜［６］のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強度）を有し、成形性、特に延性のみならず穴広げ性と曲げ性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の製造方法によって得られた高強度亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は極めて大きい。
以下、本発明を具体的に説明する。なお、成分元素の含有量を表す「％」は、全て「質量％」を意味する。
（１）本発明において鋼の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。
Ｃ：０．０３０％以上０．２５０％以下
Ｃは、マルテンサイトなどの低温変態相を生成させて、強度を上昇させるために必要な元素である。また、Ｃは、残留オーステナイトの安定性を向上させ、鋼の延性を向上させるのに有効な元素である。Ｃ量が０．０３０％未満では所望のマルテンサイトの面積率を確保することが難しく、所望の強度が得られない。また、十分な残留オーステナイトの面積率を確保することが難しく、良好な延性が得られない。一方、Ｃを、０．２５０％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する。また、溶接部および熱影響部の硬化が著しく、溶接部の機械的特性が低下するため、スポット溶接性、アーク溶接性などが劣化する。こうした観点からＣ量を、０．０３０％以上０．２５０％以下とする。Ｃ量は好ましくは、０．０８０％以上である。Ｃ量は好ましくは、０．２００％以下である。以下、硬質なマルテンサイトは、焼入れマルテンサイト（焼入れたままのマルテンサイト）を指す。
Ｓｉ：０．０１％以上３．００％以下
Ｓｉは、フェライトの加工硬化能を向上させるため、良好な延性の確保に有効である。Ｓｉ量が０．０１％に満たないとその効果が乏しくなるため、下限を０．０１％とした。しかしながら、３．００％を超えるＳｉの過剰な含有は、鋼の脆化を引き起こすばかりか赤スケールなどの発生による表面性状の劣化を引き起こす。さらに、めっき品質の低下を招く。そのため、Ｓｉ量は０．０１％以上３．００％以下とする。Ｓｉ量は好ましくは、０．２０％以上である。Ｓｉ量は好ましくは、２．００％以下、より好ましくは、０．７０％未満である。
Ｍｎ：２．５０％以上８．００％以下
Ｍｎは、本発明において極めて重要な元素である。Ｍｎは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。このような作用は、鋼のＭｎ量が２．５０％以上で認められる。ただし、Ｍｎ量が８．００％を超える過剰な含有は、化成処理性およびめっき品質を悪化させる。こうした観点からＭｎ量を、２．５０％以上８．００％以下とする。Ｍｎ量は好ましくは、３．１０％以上、より好ましくは、３．２０％以上である。Ｍｎ量は好ましくは、６．００％以下、より好ましくは、４．２０％以下である。
Ｐ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｐは、固溶強化の作用を有し、所望の強度に応じて含有できる元素である。また、Ｐは、フェライト変態を促進するために複合組織化にも有効な元素である。こうした効果を得るためには、Ｐ量を０．００１％以上にする必要がある。一方、Ｐ量が０．１００％を超えると、溶接性の劣化を招くとともに、亜鉛めっきを合金化処理する場合には、合金化速度を低下させ、亜鉛めっきの品質を損なう。したがって、Ｐ量は０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｐ量は、好ましくは０．００５％以上である。Ｐ量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｓ：０．０００１％以上０．０２００％以下
Ｓは、粒界に偏析して熱間加工時に鋼を脆化させるとともに、硫化物として存在して局部変形能を低下させる。そのため、Ｓ量は０．０２００％以下、好ましくは０．０１００％以下、より好ましくは０．００５０％以下とする必要がある。しかし、生産技術上の制約から、Ｓ量は０．０００１％以上にする必要がある。したがって、Ｓ量は０．０００１以上０．０２００％以下、好ましくは０．０００１％以上０．０１００％以下、より好ましくは０．０００１％以上０．００５０％以下とする。
Ｎ：０．０００５％以上０．０１００％以下
Ｎは、鋼の耐時効性を劣化させる元素である。特に、Ｎ量が０．０１００％を超えると、耐時効性の劣化が顕著となる。Ｎ量は少ないほど好ましいが、生産技術上の制約から、Ｎ量は０．０００５％以上にする必要がある。したがって、Ｎ量は０．０００５％以上０．０１００％とする。Ｎ量は、好ましくは０．００１０％以上とする。Ｎ量は、好ましくは０．００７０％以下とする。
Ａｌ：０．００１％以上２．０００％以下
Ａｌは、フェライトとオーステナイトの二相域を拡大させ、機械的特性の焼鈍温度依存性の低減、つまり、材質安定性に有効な元素である。Ａｌの含有量が０．００１％に満たないとその効果に乏しくなるので、下限を０．００１％とした。また、Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸工程で含有することが好ましい。しかし、２．０００％を超える多量のＡｌの含有は、連続鋳造時の鋼片割れ発生の危険性が高まり、製造性を低下させる。こうした観点からＡｌ量は、０．００１％以上２．０００％以下とする。Ａｌ量は、好ましくは、０．０２０％以上である。Ａｌ量は、好ましくは、１．２００％以下である。
また、上記の成分に加えて、質量％でＴｉ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下、Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下、Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ（Ｒａｒｅ Ｅａｒｔｈ Ｍｅｔａｌの略）：０．０００５％以上０．００５０％以下のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を任意に含有させることができる。
上記成分以外の成分は、Ｆｅおよび不可避的不純物である。なお、上記成分を下限値未満で含む場合、下限値未満で含まれる成分は不可避的不純物として含まれるものとする。
Ｔｉ：０．００５％以上０．２００％以下
Ｔｉは、鋼の析出強化に有効であり、フェライトの強度を向上させることで硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差をより低減でき、より良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は０．００５％以上で得られる。しかし、Ｔｉ量が０．２００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性と曲げ性が低下する場合がある。従って、Ｔｉを含有する場合には、Ｔｉ量を０．００５％以上０．２００％以下とする。Ｔｉ量は好ましくは０．０１０％以上とする。Ｔｉ量は好ましくは０．１００％以下とする。
Ｎｂ：０．００５％以上０．２００％以下、Ｖ：０．００５％以上０．５００％以下、Ｗ：０．００５％以上０．５００％以下
Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、鋼の析出強化に有効で、その効果はそれぞれ０．００５％以上で得られる。また、Ｔｉ含有の効果と同様に、Ｎｂ、Ｖ、Ｗは、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性を確保可能である。その効果は、Ｎｂ、Ｖ、Ｗのそれぞれが０．００５％以上で得られる。しかし、Ｎｂ量は０．２００％、Ｖ量およびＷ量はそれぞれ、０．５００％を超えると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｂを含有する場合には、その含有量は０．００５％以上０．２００％以下とする。Ｎｂ量は好ましくは０．０１０％以上とする。Ｎｂ量は好ましくは０．１００％以下とする。Ｖを含有する場合は、その含有量は０．００５％以上０．５００％以下とする。Ｖ量は好ましくは０．０１０％以上とする。Ｖ量は好ましくは０．３００％以下とする。Ｗを含有する場合は、その含有量は０．００５％以上０．５００％以下とする。Ｗ量は好ましくは０．０１０％以上とする。Ｗ量は好ましくは０．３００％以下とする。
Ｂ：０．０００３％以上０．００５０％以下
Ｂは、オーステナイト粒界からのフェライトの生成および成長を抑制する作用を有し、フェライトの強度を向上させることで、硬質第２相（マルテンサイトもしくは残留オーステナイト）との硬度差を低減でき、良好な穴広げ性と曲げ性を確保可能である。その効果は、０．０００３％以上で得られる。しかし、０．００５０％を超えると成形性が低下する場合がある。従って、Ｂを含有する場合にはその含有量は０．０００３％以上０．００５０％以下とする。Ｂ量は好ましくは０．０００５％以上とする。Ｂ量は好ましくは０．００３０％以下とする。
Ｎｉ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｎｉは、残留オーステナイトを安定化させる元素で、良好な延性の確保に有効であり、さらに、固溶強化により鋼の強度を上昇させる元素である。その効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えてＮｉを含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｎｉを含有する場合には、その量は０．００５％以上１．０００％以下とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．０１０％以上とする。Ｎｉ量は、好ましくは０．５００％以下とする。
Ｃｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｃｒ、Ｍｏは、強度と延性のバランスを向上させる作用を有するので必要に応じて含有することができる。その効果は、Ｃｒ：０．００５％以上、Ｍｏ：０．００５％以上で得られる。しかしながら、それぞれＣｒ：１．０００％、Ｍｏ：１．０００％を超えて過剰に含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、これらの元素を含有する場合には、その量をそれぞれＣｒ：０．００５％以上１．０００％以下、Ｍｏ：０．００５％以上１．０００％以下とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．０１０％以上とする。Ｃｒ量は、好ましくは０．５００％以下とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．０１０％以上とする。Ｍｏ量は、好ましくは０．５００％以下とする。
Ｃｕ：０．００５％以上１．０００％以下
Ｃｕは、鋼の強化に有効な元素である。その効果は、０．００５％以上で得られる。一方、１．０００％を超えてＣｕを含有すると、硬質なマルテンサイトの面積率が過大となり、穴広げ試験時に、マルテンサイトの結晶粒界でのマイクロボイドが増加し、さらに、亀裂の伝播が進行してしまい、穴広げ性が低下する場合がある。従って、Ｃｕを含有する場合には、その量を０．００５％以上１．０００％以下とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．０１０％以上とする。Ｃｕ量は、好ましくは０．５００％以下とする。
Ｓｎ：０．００２％以上０．２００％以下、Ｓｂ：０．００２％以上０．２００％以下
ＳｎおよびＳｂは、鋼板表面の窒化や酸化によって生じる鋼板表層の数十μｍ程度の領域の脱炭を抑制する観点から、必要に応じて含有する。Ｓｎを０．００２％以上、Ｓｂを０．００２％以上含有することにより、鋼板表面の窒化や酸化を抑制し、鋼板表面においてマルテンサイトの面積率が減少するのを防止する。その結果、強度や材質安定性の確保に有効である。一方で、これらいずれの元素についても、０．２００％を超えて過剰に含有すると靭性の低下を招く。従って、Ｓｎを含有する場合には、その含有量は、０．００２％以上０．２００％以下とする。Ｓｎ量は、好ましくは０．００４％以上とする。Ｓｎ量は、好ましくは０．０５０％以下とする。Ｓｂを含有する場合には、その含有量は、０．００２％以上０．２００％以下とする。Ｓｂ量は、好ましくは０．００４％以上とする。Ｓｂ量は、好ましくは０．０５０％以下とする。ここで、マルテンサイトとは、焼入れマルテンサイトを示す。
Ｔａ：０．００１％以上０．１００％以下
Ｔａは、ＴｉやＮｂと同様に、合金炭化物や合金炭窒化物を生成して高強度化に寄与する。加えて、Ｔａは、Ｎｂ炭化物やＮｂ炭窒化物に一部固溶し、（Ｎｂ、Ｔａ）（Ｃ、Ｎ）のような複合析出物を生成することで析出物の粗大化を著しく抑制し、析出強化による強度への寄与を安定化させる効果があると考えられる。このため、Ｔａを含有することが好ましい。ここで、前述の析出物安定化の効果は、Ｔａの含有量を０．００１％以上とすることで得られる。一方で、Ｔａを過剰に含有しても析出物安定化効果が飽和する上、合金コストも増加する。従って、Ｔａを含有する場合には、その含有量は、０．００１％以上０．１００％以下とする。Ｔａ量は、好ましくは０．００５％以上とする。Ｔａ量は、好ましくは０．０５０％以下とする。
Ｃａ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｍｇ：０．０００５％以上０．００５０％以下、Ｚｒ：０．０００５％以上０．００５０％以下、ＲＥＭ：０．０００５％以上０．００５０％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭは、硫化物の形状を球状化し、穴広げ性への硫化物の悪影響をさらに改善するために有効な元素である。この効果を得るためには、それぞれ０．０００５％以上含有することが好ましい。しかしながら、それぞれ０．００５０％を超える過剰な含有は、介在物等の増加を引き起こし表面および内部欠陥などを引き起こす。従って、Ｃａ、Ｍｇ、ＺｒおよびＲＥＭを含有する場合は、その量はそれぞれ０．０００５％以上０．００５０％以下とする。Ｃａ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量およびＲＥＭ量は、それぞれ、好ましくは０．００１０％以上とする。Ｃａ量、Ｍｇ量、Ｚｒ量およびＲＥＭ量は、それぞれ、好ましくは０．００４０％以下とする。
（２）次に、ミクロ組織について説明する。
フェライトの面積率：３５％以上８０％以下
十分な延性を確保するため、フェライトの面積率を３５％以上にする必要がある。また、９８０ＭＰａ以上の引張強度確保のため、軟質なフェライトの面積率を８０％以下にする必要がある。なお、ここで云うフェライトとは、ポリゴナルフェライトやグラニュラーフェライトやアシキュラーフェライトを指し、比較的軟質で延性に富むフェライトのことである。フェライトの面積率は好ましくは、４０％以上である。フェライトの面積率は好ましくは、７５％以下である。
焼入れマルテンサイトの面積率：０．１％以上５．０％未満
９８０ＭＰａ以上のＴＳを達成するためには、焼入れマルテンサイトの面積率を０．１％以上にする必要がある。また、良好な延性の確保のため、焼入れマルテンサイトの面積率を５．０％未満にする必要がある。焼入れマルテンサイトの面積率は好ましくは０．２％以下である。
焼戻しマルテンサイトの面積率：３．０％以上３５％以下
焼戻しマルテンサイトは、高い局部伸び、良好な穴広げ性、良好な曲げ性および高降伏比を確保するために３．０％以上必要である。また、９８０ＭＰa以上のＴＳを達成するためには焼戻しマルテンサイトの面積率を３５％以下にする必要がある。焼戻しマルテンサイトの面積率は好ましくは、５．０％以上である。焼戻しマルテンサイトの面積率は好ましくは、２０％以下である。
なお、フェライト、焼入れマルテンサイトおよび焼戻しマルテンサイトの面積率の求め方は、以下のとおりである。鋼板の圧延方向に平行な板厚断面（Ｌ断面）を研磨後、３ｖｏｌ．％ナイタールで腐食し、板厚１／４位置（鋼板表面から深さ方向で板厚の１／４に相当する位置）について、ＳＥＭ（走査型電子顕微鏡）を用いて２０００倍の倍率で１０視野観察する。得られた組織画像を用いて、Ｍｅｄｉａ Ｃｙｂｅｒｎｅｔｉｃｓ社のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて各組織（フェライト、焼入れマルテンサイト、焼戻しマルテンサイト）の面積率を１０視野分算出し、それらの値を平均して求めることが出来る。また、上記の組織画像において、フェライトは灰色の組織（下地組織）、焼入れマルテンサイトは白色の組織、焼戻しマルテンサイトは白色のマルテンサイトの内部に灰色の内部構造を有する組織を呈している。
残留オーステナイトの面積率：８％以上
十分な延性を確保するため、残留オーステナイトの面積率を８％以上にする必要がある。残留オーステナイトの面積率は、好ましくは１２％以上である。
なお、残留オーステナイトの面積率は、鋼板を板厚１/４位置から０．１ｍｍの面まで研磨後、化学研磨によりさらに０．１ｍｍ研磨した面について、Ｘ線回折装置でＣｏＫα線を用いて、ｆｃｃ（Ｆａｃｅ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ）鉄の（２００）、（２２０）、（３１１）面および、ｂｃｃ（Ｂｏｄｙ Ｃｅｎｔｅｒｅｄ Ｃｕｂｉｃ）鉄の（２００）、（２１１）、（２２０）面の回折ピークの各々の積分強度比を測定し、得られた９つの積分強度比を平均化して求めた体積率の値を、面積率として用いた。
フェライトの平均結晶粒径：６μｍ以下
フェライトの結晶粒の微細化は、ＴＳの向上に寄与する。そのため、所望のＴＳを確保するため、フェライトの平均結晶粒径を６μｍ以下にする必要がある。フェライトの平均結晶粒径は、好ましくは、５μｍ以下である。好ましいフェライトの平均結晶粒径の下限値は、２μｍ以上である。
残留オーステナイトの平均結晶粒径：３μｍ以下
残留オーステナイトの結晶粒の微細化は延性の向上や穴広げ性の向上に寄与する。そのため、良好な延性および良好な穴広げ性を確保するためには、残留オーステナイトの平均結晶粒径を３μｍ以下にする必要がある。残留オーステナイトの平均結晶粒径は、好ましくは、２．５μｍ以下である。好ましい残留オーステナイトの平均結晶粒径の下限値は、０．３μｍ以上である。
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値：１．５以上
残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が１．５以上であることは、本発明において極めて重要な構成要件である。良好な延性を確保するためには、Ｍｎが濃化した安定な残留オーステナイトの面積率が高い必要がある。残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値は、好ましくは２．０以上である。好ましくは４．０以下である。
残留オーステナイト中のＭｎ量およびフェライト中のＭｎ量は、ＦＥ−ＥＰＭＡ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｐｒｏｂｅ Ｍｉｃｒｏ Ａｎａｌｙｚｅｒ；電界放出型電子プローブマイクロアナライザ）を用いて、板厚１／４位置における圧延方向断面の各相へのＭｎの分布状態を定量化し、測定視野内のランダムな３０個の残留オーステナイト粒および３０個のフェライト粒のＭｎ量分析結果の平均値により求めることができる。
円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率の和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が０．４以上
円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率の和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が０．４以上であることは本発明において重要な構成要件である。焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの結晶粒径の微細化は穴広げ性の向上に寄与する。良好な穴広げ性を確保するためには、高強度と高延性を得るのに十分な焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率を確保した上で、微細な焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトの面積率は多い必要がある。円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率の和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値は、好ましくは０．６以上である。
なお、フェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトの平均結晶粒径は、上述のＩｍａｇｅ−Ｐｒｏを用いて、フェライト粒、焼戻しマルテンサイト粒、残留オーステナイト粒の各々の面積を求め、円相当直径を算出し、それらの値を平均して求めた。焼戻しマルテンサイトと残留オーステナイトは、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＰｈａｓｅ Ｍａｐにより識別した。
異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．６未満
異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、つまり、フェライト粒界の３重点に位置する残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．６未満であることは本発明において重要な構成要件である。残留オーステナイトに接する異なる結晶方位をもつフェライト粒の数が少なければ、穴広げ変形および曲げ変形時の応力集中が緩和されるため穴広げ性および曲げ性の向上に寄与する。そのため、良好な穴広げ性を確保するためには異なる結晶方位を持つ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトの面積率は低い必要がある。異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値は、好ましくは０．５未満である。
なお、フェライトの結晶方位はＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ ＢａｃｋＳｃａｔｔｅｒｅｄ Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ）のＩｎｖｅｒｓｅ Ｐｏｌｅ Ｆｉｇｕｒｅ Ｍａｐで識別した。また、異なる結晶方位をもつフェライトとは、ＥＢＳＤ測定で取得できるフェライト粒のオイラー角が１度以上異なる場合を意味する。また、当該異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する残留オーステナイトについては、ＥＢＳＤ測定によって得られるＩＰＦマップによって識別する。
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下
鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下であることは、本発明において重要な構成要件である。高い局部伸びと良好な穴広げ性を確保するためには、鋼中拡散性水素量を０．３質量ｐｐｍ以下にする必要がある。鋼中拡散性水素量は、好ましくは０．２質量ｐｐｍ以下の範囲内である。なお、鋼中拡散性水素量を測定する鋼は、加工を施されていない高強度亜鉛めっき鋼板に限られず、打ち抜き加工後、伸びフランジ成形および曲げ加工などの加工を施された鋼板であってもよく、さらに加工後の鋼板を溶接して製造された部品であっても構わない。ここで鋼中拡散性水素量の測定方法は、以下のとおりである。鋼板より長さが３０ｍｍ、幅が５ｍｍの試験片を採取し、めっき層を研削除去後、鋼中の拡散性水素量および拡散性水素の放出ピークを測定した。放出ピークは昇温脱離分析法（Ｔｈｅｒｍａｌ Ｄｅｓｏｒｐｔｉｏｎ Ｓｐｅｃｔｒｏｍｅｔｒｙ：ＴＤＳ）で測定し、昇温速度は２００℃／ｈｒとした。なお、３００℃以下で検出された水素を拡散性水素とした。
この他、塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値は０．６未満が好ましい。塊状オーステナイトの面積率が大きすぎる場合には、鋼の局部伸びと穴広げ性の低下の可能性がある。そのため、より高い局部伸びと良好な穴広げ性を確保するためには、塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値を０．６未満の範囲内にすることが好ましい。塊状オーステナイトの面積率をラス状オーステナイトと塊状オーステナイトの面積率の和で除した値は、好ましくは０．４未満の範囲内とする。ここでいう塊状オーステナイトとは、長軸と短軸のアスペクト比が２．０未満のものであり、ラス状オーステナイトとは長軸と短軸のアスペクト比が２．０以上のものを指す。なお、残留オーステナイトのアスペクト比は、Ｐｈｏｔｏｓｈｏｐ ｅｌｅｍｅｎｔｓ １３を用いて、残留オーステナイト粒に外接する楕円を描画し、その長軸長さを短軸長さで除することで算出した。
本発明のミクロ組織には、フェライト、マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよび残留オーステナイト以外に、ベイナイト、パーライト、セメンタイト等の炭化物が、面積率で１０％以下の範囲で含まれても、本発明の効果が損なわれることはない。
（３）次に製造条件について説明する。
鋼スラブの加熱温度
特に限定はしないが、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下にすることが好ましい。鋼スラブの加熱段階で存在している析出物は、最終的にえられる鋼板内では粗大な析出物として存在し、強度に寄与しない。鋼スラブを加熱することにより、鋳造時に析出したＴｉ、Ｎｂ系等の析出物を再溶解させることが可能である。この結果、粗大な析出物は減少し、強度に寄与する微細な析出物が増加するため、最終的に得られる鋼の析出強化を達成し、鋼板強度の向上に寄与することができる。更に、鋼スラブ表層の気泡、偏析などをスケールオフし、鋼板表面の亀裂、凹凸をより減少し、より平滑な鋼板表面を達成する観点からも、鋼スラブの加熱温度は１１００℃以上にすることが好ましい。一方、酸化量の増加に伴うスケールロスを減じる観点から、鋼スラブの加熱温度は１３００℃以下にすることが好ましい。
鋼スラブの加熱温度はより好ましくは、１１５０℃以上とする。鋼スラブの加熱温度はより好ましくは、１２５０℃以下とする。
鋼スラブは、マクロ偏析を防止するため、連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法や薄スラブ鋳造法などにより製造することも可能である。また、鋼スラブを製造した後、一旦室温まで冷却し、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装入する、あるいはわずかの保熱を行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。また、鋼スラブは通常の条件で粗圧延によりシートバーとされるが、加熱温度を低目にした場合は、熱間圧延時のトラブルを防止する観点から、仕上げ圧延前にバーヒーターなどを用いてシートバーを加熱することが好ましい。
熱間圧延の仕上げ圧延出側温度: ７５０℃以上１０００℃以下
加熱後の鋼スラブは、粗圧延および仕上げ圧延により熱間圧延され熱延鋼板となる。このとき、仕上げ温度が１０００℃を超えると、酸化物（スケール）の生成量が急激に増大し、地鉄と酸化物の界面が荒れ、酸洗、冷間圧延後の表面品質が劣化する傾向がある。また、酸洗後に熱延スケールの取れ残りなどが一部に存在すると、延性や穴広げ性に悪影響を及ぼす。さらに、結晶粒径が過度に粗大となり、加工時にプレス品表面荒れを生じる場合がある。一方、仕上げ温度が７５０℃未満では圧延荷重が増大し、圧延負荷が大きくなることや、オーステナイトが未再結晶状態での圧下率が高くなり、所望の結晶粒径が得られず、異常な集合組織が発達し、最終製品における面内異方性が顕著となり、材質の均一性（材質安定性）が損なわれるだけでなく、延性そのものも低下する。また、最終焼鈍板のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。従って、熱間圧延の仕上げ圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下にする必要がある。熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、好ましくは８００℃以上とする。熱間圧延の仕上げ圧延出側温度は、好ましくは９５０℃以下とする。
熱間圧延後の巻き取り温度：３００℃以上７５０℃以下
熱間圧延後の巻き取り温度が７５０℃を超えると、熱延板組織のフェライトの結晶粒径が大きくなり、最終焼鈍板のフェライトの結晶粒径が大きくなり、所望の強度確保が困難となる。一方、熱間圧延後の巻き取り温度が３００℃未満では、熱延板強度が上昇し、冷間圧延における圧延負荷が増大したり、板形状の不良が発生したりするため、生産性が低下する。従って、熱間圧延後の巻き取り温度を３００℃以上７５０℃以下にする必要がある。熱間圧延後の巻き取り温度は好ましくは４００℃以上とする。熱間圧延後の巻き取り温度は好ましくは６５０℃以下とする。
なお、熱延時に粗圧延板同士を接合して連続的に仕上げ圧延を行っても良い。また、粗圧延板を一旦巻き取っても構わない。また、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上げ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好ましい。なお、潤滑圧延を行う場合、潤滑圧延時の摩擦係数は、０．１０以上０．２５以下とすることが好ましい。
このようにして製造した熱延鋼板に、任意に酸洗を行う。酸洗は鋼板表面の酸化物の除去が可能となり、化成処理性やめっき品質をより改善することから、実施することが好ましい。熱延鋼板に加熱保持を行う場合、鋼板表面の酸化物を除去するために、加熱保持後の冷却後に一回の酸洗を行っても良いし、複数回に分けて酸洗を行っても良い。複数回に分けて酸洗を行う場合には、加熱保持後の冷却後に酸洗を行えば、より鋼板表面の酸化物を除去できるので好ましい。複数回の加熱保持を行う場合には、各加熱保持後の冷却後に酸洗を行っても良い。
Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持
Ａｃ１変態点以下の温度域で、１８００ｓ超保持することは、続く冷間圧延を施すための鋼板を軟質化させるので好ましい。Ａｃ１変態点以下の温度域で保持する場合、オーステナイト中にＭｎが濃化し、冷却後、硬質なマルテンサイトと残留オーステナイトが生成し、円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率の和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトの面積率の和で除した値が０．６以上の好適条件が得られる。
なお、熱処理方法は連続焼鈍やバッチ焼鈍のいずれの焼鈍方法でも構わない。また、前記の熱処理後、室温まで冷却するが、その冷却方法および冷却速度は特に規定せず、バッチ焼鈍における炉冷、空冷および連続焼鈍におけるガスジェット冷却、ミスト冷却、水冷などのいずれの冷却でも構わない。また、酸洗処理を施す場合は常法でよい。
冷間圧延
得られた鋼板に冷間圧延を施す。冷間圧延率に制限はないが、１５〜８０％が好ましい。この範囲にて冷間圧延を施すことにより、十分に再結晶した所望の組織が得られ、延性が向上する。
Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持
Ａｃ３変態点未満の温度域および２０ｓ未満で保持する場合、十分な再結晶が行われず、所望の組織が得られないため、延性、穴広げ性および曲げ性が低下する。また、その後のめっき品質確保のためのＭｎ表面濃化が十分に行われない。一方、１８００ｓを超えて保持する場合、Ｍｎ表面濃化が飽和する。
５０℃以上３５０℃以下まで冷却し、そのまま冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持
本発明の技術思想は、焼鈍前組織に薄いフィルム状オーステナイト（フェライトと接することの少ないオーステナイトの核）を生成させることで、続く焼鈍工程で当該フィルム状オーステナイトをラス状オーステナイト（フェライトと接することの少ないオーステナイト）にフィルム状からラス状にし、当該ラス状オーステナイト中にＭｎを濃化させるというものである。５０℃以上３５０℃以下に冷却・保持することで、その後の焼鈍でラス状オーステナイトとなるフィルム状オーステナイトを生成させる。５０℃未満の保持ではマルテンサイト変態が完了してしまうため、フィルム状オーステナイトが残らず、結果としてラス状オーステナイトも得られないことになる。また、３５０℃超の保持では、フィルム状オーステナイトが分解してしまうため、結果としてラス状オーステナイトも得られないことになる。したがって、５０℃未満および３５０℃超の温度域で保持する場合、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトの核を得ることが出来ず、その後の焼鈍工程において、粒界や粒界３重点から三つ以上の異なる結晶方位を持つ残留オーステナイトが多く形成されてしまう。その結果、三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接する残留オーステナイトが、上述の三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接することが少なくなる残留オーステナイトに対して増加し、所望の組織が得られない。また、２ｓ未満で保持する場合も同じく、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトを得ることが出来ず、所望の組織が得られない。さらに６００ｓを超えて保持する場合、フェライトと接することが少なくなる残留オーステナイトが分解し、同様に三つ以上の異なる結晶方位をもつフェライトに接する残留オーステナイトが増加し、所望の組織が得られない。
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持
Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持することは、本発明において、極めて重要な発明構成要件である。Ａｃ１変態点未満の温度域および２０ｓ未満で保持する場合、昇温中に形成される炭化物が溶け残り、十分な面積率の残留オーステナイトの確保が困難となり延性が低下、またフェライトが過度に生成し強度が低下する。Ａｃ１変態点＋１５０℃を超える温度域では所望の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が得られず、さらに十分な面積率の残留オーステナイトを得られず延性が低下する。好ましくは、Ａｃ１変態点＋１００℃以下である。１８００ｓを超えて保持する場合、所望の残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量(質量％)をフェライト中の平均Ｍｎ量(質量％)で除した値が得られず、さらにマルテンサイトが増加し高強度化、また、延性確保のための十分な面積率の残留オーステナイトを得ることができない。
また、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持した後、一旦冷却停止温度まで冷却し、再度Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持することにより、良好な材質が得られる。Ａｃ１変態点未満、２０秒未満の保持の場合、十分な面積率の残留オーステナイトが得られず、延性が低下する。一方、Ａｃ１変態点超、１８００秒超の保持の場合、マルテンサイトの面積率が過度に増加し、延性が低下する。
上記一旦冷却停止温度について、酸洗を行う場合には２００℃以下、酸洗を行わない場合には、２００〜５００℃の温度範囲が好ましい。なお、上記一旦冷却停止温度までの冷却方法については特に限定しないが、一例として空冷を用いてもよい。
亜鉛めっき処理
亜鉛めっき処理を施すときは、前記焼鈍処理を施した鋼板を４４０℃以上５００℃以下の亜鉛めっき浴中に浸漬し、亜鉛めっき処理を施し、その後、ガスワイピング等によって、めっき付着量を調整する。なお、亜鉛めっきにはＡｌ量が０．０８％以上０．３０％以下である亜鉛めっき浴を用いることが好ましい。
亜鉛めっきの合金化処理を施す場合には、亜鉛めっき処理後に、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施す。６００℃を超える温度で合金化処理を行うと、未変態オーステナイトがパーライトへ変態し、所望の残留オーステナイトの面積率を確保できず、延性が低下する場合がある。したがって、亜鉛めっきの合金化処理を行う場合には、４５０℃以上６００℃以下の温度域で亜鉛めっきの合金化処理を施すことが好ましい。
その他の製造方法の条件は、特に限定しないが、生産性の観点から、上記の焼鈍（加熱及び保持）は、連続焼鈍設備で行うことが好ましい。また、焼鈍、亜鉛めっき、亜鉛めっきの合金化処理などの一連の処理は、溶融亜鉛めっきラインであるＣＧＬ（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｇａｌｖａｎｉｚｉｎｇ Ｌｉｎｅ）で行うのが好ましい。
５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持
最後の熱処理として、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持することは、本発明において重要である。５０℃未満の温度域内または１８００ｓ未満で保持する場合、十分な面積率の焼戻しマルテンサイトを得られず、さらに鋼中拡散性水素が鋼板から放出されない。このため、局部伸び、穴広げ性および曲げ性が低下するだけでなく、降伏応力が減少することにより高い降伏比が得られない。一方、４００℃超の温度域内で保持する場合、残留オーステナイトの分解により、十分な面積率の残留オーステナイトが得られず鋼の延性が低下する。
なお、上記の高強度亜鉛めっき鋼板に、形状矯正や表面粗度の調整等を目的にスキンパス圧延を行うことができる。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％以上２．０％以下の範囲が好ましい。スキンパス圧延の圧下率は、０．１％未満では効果が小さく、制御も困難であることから、これが良好範囲の下限となる。また、スキンパス圧延の圧下率は、２．０％を超えると、生産性が著しく低下するので、これを良好範囲の上限とする。なお、スキンパス圧延は、オンラインで行っても良いし、オフラインで行っても良い。また、一度に目的の圧下率のスキンパスを行っても良いし、数回に分けて行っても構わない。また、樹脂や油脂コーティングなどの各種塗装処理を施すこともできる。
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よりなる鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋼スラブとした。得られた鋼スラブを１２５０℃まで再加熱した後、表２、３に示す条件で熱間圧延、任意にＡｃ１変態点以下で熱処理、冷間圧延、Ａｃ３変態点以上で加熱保持後に冷却し、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下で焼鈍した後、高強度冷延鋼板を得て、さらに、亜鉛めっき処理を施し、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）を得た。なお、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下焼鈍を２回行った場合には、１回目の焼鈍後に、一旦室温まで冷却後、２回目の焼鈍を行った。溶融亜鉛めっき浴は、溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ）では、Ａｌ：０．１９質量％含有亜鉛浴を使用し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ）では、Ａｌ：０．１４質量％含有亜鉛浴を使用し、浴温は４６５℃とした。めっき付着量は片面あたり４５ｇ／ｍ２（両面めっき）とし、ＧＡは、めっき層中のＦｅ濃度を９質量％以上１２質量％以下になるように調整した。
得られた鋼板の断面ミクロ組織、引張特性、穴広げ性、曲げ性およびめっき性ついて調査を行い、その結果を表４、５、６に示した。
なお、Ａｃ１変態点とＡｃ３変態点は以下の式を用いて求めた。
Ａｃ１変態点（℃）＝７５１−１６×（％Ｃ）＋１１×（％Ｓｉ）−２８×（％Ｍｎ）−５．５×（％Ｃｕ）−１６×（％Ｎｉ）＋１３×（％Ｃｒ）＋３．４×（％Ｍｏ）
Ａｃ３変態点（℃）＝９１０−２０３√（％Ｃ）＋４５×（％Ｓｉ）−３０×（％Ｍｎ）−２０×（％Ｃｕ）−１５×（％Ｎｉ）＋１１×（％Ｃｒ）＋３２×（％Ｍｏ）＋１０４×（％Ｖ）＋４００×（％Ｔｉ）＋２００×（％Ａｌ）
ここで、（％Ｃ）、（％Ｓｉ）、（％Ｍｎ）、（％Ｎｉ）、（％Ｃｕ）、（％Ｃｒ）、（％Ｍｏ）、（％Ｖ）、（％Ｔｉ）、（％Ａｌ）は、それぞれの元素の含有量（質量％）である。
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 引張試験は、引張方向が鋼板の圧延方向と直角方向となるようにサンプルを採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳＺ ２２４１（２０１１年）に準拠して行い、ＴＳ（引張強度）、ＥＬ（全伸び）、Ｕ．ＥＬ（均一伸び）、Ｌ．ＥＬ（局部伸び）、ＹＳ（降伏応力）、ＹＲ（降伏比）を測定した。ここでＹＲとはＹＳをＴＳで除した値である。
本発明では、機械的特性は、ＹＲが０．７以上であり、さらに下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：２０％以上、Ｌ．ＥＬ：５以上
ＴＳ：１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：１６％以上、Ｌ．ＥＬ：４以上
ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満の場合、ＥＬ：１２％以上、Ｌ．ＥＬ：３以上
但し、板厚：１．０〜１．８ｍｍ
穴広げ性は、ＪＩＳ Ｚ ２２５６（２０１０年）に準拠して行った。得られた各鋼板を１００ｍｍ×１００ｍｍに切断後、クリアランス１２％±１％で直径１０ｍｍの穴を打ち抜くか、またはリーマ加工により直径１０ｍｍの穴に削り広げた後、内径７５ｍｍのダイスを用いてしわ押さえ力９ｔｏｎで抑えた状態で、６０°円錐のポンチを穴に押し込んで亀裂発生限界における穴直径を測定し、下記の式から、限界穴広げ率λ（％）を求め、この限界穴広げ率の値から穴広げ性を評価した。
ここで、リーマ加工とは、ドリルにより加工された内径を、切れ刃部で所定の穴寸法に削り広げ、さらに加工面をマージン部で擦り潰しながら仕上げを行うことである。
限界穴広げ率λ（％）＝｛（Ｄｆ−Ｄ０）／Ｄ０｝×１００
ただし、Ｄｆは亀裂発生時の穴径（ｍｍ）、Ｄ０は初期穴径（ｍｍ）である。なお、本発明では、ＴＳ範囲ごとに下記の場合を良好と判断した。
ＴＳ：９８０ＭＰａ以上１０８０ＭＰａ未満の場合、（打ち抜き）λ：１５％以上、（リーマ加工）λ：４０％以上
ＴＳ：１０８０ＭＰａ以上１１８０ＭＰａ未満の場合、（打ち抜き）λ：１２％以上、（リーマ加工）λ：３５％以上
ＴＳ：１１８０ＭＰａ以上１２７０ＭＰａ未満の場合、（打ち抜き）λ：１０％以上、（リーマ加工）λ：３０％以上
曲げ試験は、各焼鈍鋼板から、圧延方向が曲げ軸（Ｂｅｎｄｉｎｇ ｄｉｒｅｃｔｉｏｎ）となるように幅３０ｍｍ、長さ１００ｍｍの曲げ試験片を採取し、ＪＩＳＺ ２２４８（１９９６年）のＶブロック法に基づき測定を実施した。押し込み速度１００ｍｍ／秒、各曲げ半径でｎ＝３の試験を実施し、曲げ部外側について実体顕微鏡で亀裂の有無を判定し、亀裂が発生していない最小の曲げ半径を限界曲げ半径Ｒ（ｍｍ）とした。なお、本発明では、９０°Ｖ曲げでの限界曲げＲ／ｔ：２．５以下（ｔ：鋼板の板厚（ｍｍ））を満足する場合を、鋼板の曲げ性が良好と判定した。
めっき性は、外観により評価した。不めっき、合金化むら、その他の表面品質を損なう欠陥などの外観不良がなく、適切な表面品質が確保されている場合を○、特に色調のむらなどもなく優れた外観を有する場合を◎、一部軽微な欠陥が見られる場合を△、多くの表面欠陥が見られた場合を×と判定した。
本発明例の高強度亜鉛めっき鋼板は、いずれも９８０ＭＰａ以上のＴＳを有し、成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られている。一方、比較例では、ＹＲ、ＴＳ、ＥＬ、Ｌ．ＥＬ、λ、曲げ性、めっき性の少なくとも一つの特性が劣っている。
本発明によれば、９８０ＭＰａ以上のＴＳ（引張強度）を有する成形性に優れた高強度亜鉛めっき鋼板が得られる。本発明の高強度亜鉛めっき鋼板を、例えば、自動車構造部材に適用することにより車体軽量化による燃費改善を図ることができ、産業上の利用価値は非常に大きい。

Claims (7)

  1. 質量％で、
    Ｃ：０．０３０〜０．２５０％、
    Ｓｉ：０．０１％〜３．００％、
    Ｍｎ：２．５０％〜８．００％、
    Ｐ：０．００１％〜０．１００％、
    Ｓ：０．０００１％〜０．０２００％、
    Ｎ：０．０００５％〜０．０１００％、
    Ａｌ：０．００１％〜２．０００％を含有し、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成と、
    面積率で、フェライトが３５％以上８０％以下、焼入れマルテンサイトが０．１％以上５．０％未満、焼戻しマルテンサイトが３．０％以上３５％以下であり、面積率で残留オーステナイトが８％以上であり、さらに、前記フェライトの平均結晶粒径が６μｍ以下、前記残留オーステナイトの平均結晶粒径が３μｍ以下、
    前記残留オーステナイト中の平均Ｍｎ量（質量％）を前記フェライト中の平均Ｍｎ量（質量％）で除した値が１．５以上であり、
    さらに、粒径が円相当径で３μｍ以下の焼戻しマルテンサイトと、円相当径で３μｍ以下の残留オーステナイトの面積率との和を全焼戻しマルテンサイトと全残留オーステナイトとの面積率の和で除した値が０．４以上であり、
    異なる結晶方位をもつ三つ以上のフェライトと接する、残留オーステナイトの面積率を全残留オーステナイトの面積率で除した値が０．６未満である鋼組織と、鋼板表面に亜鉛めっき層とを有し、さらに鋼中拡散性水素量が０．３質量ｐｐｍ以下である、高強度亜鉛めっき鋼板。
  2. 前記成分組成が、さらに、質量％で、
    Ｔｉ：０．００５％〜０．２００％、
    Ｎｂ：０．００５％〜０．２００％、
    Ｖ：０．００５％〜０．５００％、
    Ｗ：０．００５％〜０．５００％、
    Ｂ：０．０００３％〜０．００５０％、
    Ｎｉ：０．００５％〜１．０００％、
    Ｃｒ：０．００５％〜１．０００％、
    Ｍｏ：０．００５％〜１．０００％、
    Ｃｕ：０．００５％〜１．０００％、
    Ｓｎ：０．００２％〜０．２００％、
    Ｓｂ：０．００２％〜０．２００％、
    Ｔａ：０．００１％〜０．１００％、
    Ｃａ：０．０００５％〜０．００５０％、
    Ｍｇ：０．０００５％〜０．００５０％、
    Ｚｒ：０．０００５％〜０．００５０％、
    ＲＥＭ：０．０００５％〜０．００５０％のうちから選ばれる少なくとも１種の元素を含有する、請求項１に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  3. 前記亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層である、請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板。
  4. 鋼スラブを、加熱し、仕上圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延を施し、Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、５０℃以上３５０℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持後冷却し、その後、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持後、冷却する、請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  5. 鋼スラブを、加熱し、仕上圧延出側温度を７５０℃以上１０００℃以下で熱間圧延し、３００℃以上７５０℃以下で巻き取り、冷間圧延し、Ａｃ３変態点以上の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、５０℃以上３５０℃以下の範囲内の冷却停止温度まで冷却し、前記冷却停止温度で２ｓ〜６００ｓ保持後、冷却し、次いで、Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、一旦冷却し、その後、再度Ａｃ１変態点以上Ａｃ１変態点＋１５０℃以下の温度域で２０〜１８００ｓ保持後、冷却し、亜鉛めっき処理を施し、さらに、５０℃以上４００℃以下の温度域内で１８００ｓ以上保持後、冷却する、請求項１または２に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  6. 前記巻き取り後、Ａｃ１変態点以下の温度域で１８００ｓ超保持する、請求項４または５に記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
  7. 前記亜鉛めっき処理後、４５０℃〜６００℃で合金化処理を施す、請求項４〜６のいずれかに記載の高強度亜鉛めっき鋼板の製造方法。
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