(57)【要約】【課題】引張り強度が８５０MPa以上で、穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】C：0.03〜0.20%、Si：1.0%以下、Mn:0.01〜3%、Ｐ：0.0010〜0.1%、Ｓ：0.0010〜0.05%、Al：0.3〜2.0%、Mo：0.01〜5.0%を含有し、さらに、Ti：0.001〜0.5％、Nb：0.001〜0.5％、Ｂ：0.0001〜0.0050％、Cr：0.01〜5％の１種又は２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織が、面積率で３０％以上のフェライトを含む溶融亜鉛めっき高強度鋼板とする。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ  ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．３〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％を含有し、さらに、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｃｒ：０．０１〜５％
の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織が、面積率で３０％以上のフェライトを含み、引張り強度が８５０MPa以上であることを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を、Ｎｂ、Ｔｉを含めた合計で０．００１〜０．５０％含有することを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
さらに質量％で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を、Ｃｒを含めた合計で０．００１〜５％含有することを特徴とする請求項１または２に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
鋼板表面のめっき相中に、質量％でＦｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項６】
鋼板表面のめっき相中に、質量％でＦｅ：５％未満を含有することを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項７】
請求項１〜６のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、請求項１〜４の何れか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まままたは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延を仕上げ温度で８５０℃〜９７０℃にて終了し、その後５５０℃以下の温度域まで平均で１０〜１００℃／ｓで冷却した後５５０℃以下で巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その焼鈍時の最高温度が０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以下で焼鈍した後に、平均で０．１〜１００℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、めっき浴浸漬および保持処理後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する穴拡げ性および延性に優れ、引張強度
が８５０MPa以上の高強度亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズからこれら部材用鋼板の高強度化が望まれている。実際、自動車の衝突安全に関しては規制がＮ−ＣＡＰに代表される如く年々厳しくなっている。この様な背景から、これまで７８０MPa級の高強度鋼板を使用する動きが活発であった。しかし更なる規制の厳化に耐え得るには高強度引張り強度にして９８０MPa級クラスの鋼板が、一部レインフォースなどの部材には必要と考えられる。
【０００３】
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には延性、曲げ性、穴拡げ性および耐食性などが、大きな問題となるため、これらに対する対策が必要となる。
【０００４】
穴拡げ性と延性とは相反する特性であるものの個々の特性向上については、以下のような対策が各々講じられている。
【０００５】
たとえば、穴拡げ性については、非特許文献１にあるように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し性形成性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが開示されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで面積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡率が最大となることも示されている。しかし、これらは現状の連続亜鉛めっき工程を考慮したものではなく、めっきによる耐食性向上について考慮に欠ける。
【０００６】
また、高強度亜鉛めっき鋼板の穴拡げ性向上については、特許文献１にあるように鋼板のミクロ組織をベイナイトまたは低炭素マルテンサイトの占積率を連続めっき工程の中で高める事で高い穴拡げ率を達成させている。しかしながら、延性に関しては鋼板のミクロ組織をベイナイトまたは低炭素マルテンサイトの占積率を高めることは極めて悪影響である。実際、この発明では８００MPaを超える引張り強度レベルで８０％を超える優れた穴拡げ率を達成しているものの延性確保についての考慮は一切ない。また高強度高延性めっき鋼板に関しては、特許文献２にあるように主に残留オーステナイトを連続めっき工程中にいかにして確保させて延性向上を図るのかに主眼が置かれている。また、残留オーステナイトでなくマルテンサイトも第２相として許容している。しかし、強度レベルが高々７８０MPaレベルであることや主相をフェライトとしていることなどから本発明の目的とする８５０MPa以上での高強度材については考慮されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献２】特開２００３−１０５４９２号公報
【非特許文献】
【０００８】
【非特許文献１】ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  ｖｏｌ．１３  （２０００）  ｐ．３９５
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上記課題を解決し、引張り強度が８５０MPa以上で主には９８０MPa級以上の高強度鋼板の穴拡げ性および延性を同時に改善した高強度鋼板およびその製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、種々検討を行った結果、引張り強度を８５０MPa以上で主には９８０MPa級以上の領域で穴拡げ性および延性を同時に改善する手法として、鋼板成分およびミクロ組織構成を規定することで、８５０MPa以上の高強度を保ちつつ穴拡げ性および延性を確保できることを見出した。
【００１１】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通り
である。
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．２０％、
Ｓｉ：１．０％以下、
Ｍｎ：０．０１〜３％、
Ｐ  ：０．００１０〜０．１％、
Ｓ  ：０．００１０〜０．０５％、
Ａｌ：０．３〜２．０％、
Ｍｏ：０．０１〜５．０％を含有し、さらに、
Ｂ  ：０．０００１〜０．００５０％、
Ｔｉ：０．００１〜０．５％、
Ｎｂ：０．００１〜０．５％、
Ｃｒ：０．０１〜５％
の１種又は２種以上を含有し、残部Ｆｅおよび不可避的不純物よりなり、ミクロ組織が、面積率で３０％以上のフェライトを含み、引張り強度が８５０MPa以上であることを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
（２）さらに、質量％で、Ｖ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種以上を、Ｎｂ、Ｔｉを含めた合計で０．００１〜０．５０％含有することを特徴とする（１）に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）さらに、質量％で、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を、Ｃｒを含めた合計で０．００１〜５％含有することを特徴とする（１）または（２）に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）さらに、質量％で、Ｙ、Ｒｅｍ、Ｃａ、Ｍｇの１種又は２種以上を０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）鋼板表面のめっき相中に、質量％でＦｅ：５〜２０％を含有することを特徴とする（１）〜（４）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（６）鋼板表面のめっき相中に、質量％でＦｅ：５％未満を含有することを特徴とする（１）〜（５）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（７）  （１）〜（６）のいずれか１項に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、（１）〜（４）の何れか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを鋳造まままたは一旦冷却した後に再度加熱し、熱延を仕上げ温度で８５０℃〜９７０℃にて終了し、その後５５０℃以下の温度域まで平均で１０〜１００℃／ｓで冷却した後５５０℃以下で巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その焼鈍時の最高温度が０．１×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以上０．８×（Ａｃ3 −Ａｃ1 ）＋Ａｃ1 （℃）以下で焼鈍した後に、平均で０．１〜１００℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする穴拡げ性および延性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
（８）  （７）に記載の高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板を製造する方法であって、めっき浴浸漬および保持処理後に、合金化処理を４００〜５５０℃の温度域で行い、室温まで冷却することを特徴とする加工性に優れた高強度高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明の高強度溶融亜鉛めっき鋼板はめっき、穴拡げおよび延性が共に良好であり、自動車骨格やその補強部材を初めとして建材、家電製品等の用途に極めて有効である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００１４】
発明者らは、各合金元素を添加した鋼塊を溶製し、鋳造まま又は一旦冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後焼鈍し、冷延焼鈍板を作成した。
【００１５】
その鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張り試験を行い、各特性を比較評価した。
【００１６】
その結果、最終的に得られるミクロ組織制御により８５０MPa以上の引張り強度を得、穴拡げ性および延性に優れた高強度鋼板が製造可能なことを見出した。
【００１７】
鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
【００１８】
穴拡げ性を十分に確保するためには一般的には主組織をベイナイト相（ベイナイトともいう）またはベイニティックフェライトとするのが有効である。しかし、この様な硬質相を増やすと延性が劣化してしまう。一方、比較的軟質のフェライト相（フェライトともいう）を増やすと延性は向上する傾向にあるものの強度確保や穴拡げ性確保には適さない。したがって、これらの各ミクロ組織を現状の連続めっき工程で上手くバランスさせる事が強度−穴拡げ性−延性を十分なレベルに確保するには重要である。
【００１９】
例えば、各ミクロ組織の占積率を、体積分率で軟質のフェライト相を２０％以上、ベイナイト相を１０％以上、マルテンサイト相（マルテンサイトともいう）を５％以上、残留オーステナイト相（残留オーステナイトともいう）を５％以下とする事で、良好な材質が得られる。フェライトとマルテンサイトのバランスで強度−延性を、ベイナイトとマルテンサイトのバランスで強度−穴拡げ性を確保するものである。ここで、残留オーステナイトは延性確保には効力があるが、穴拡げ向上には効果が小さく、むしろ劣化させる傾向にある事から、３％未満である事が望ましい。０％であることが最も好ましい。
引張強度で９８０〜１１８０MPa級の強度を確保しつつ、良好な穴拡げ−延性バランスを得るためには、フェライトを２０〜７０％、ベイナイトを２０〜６０％、マルテンサイトを５〜２０％、残留オーステナイトを３％未満とすることが望ましい。
本発明では、特に、主相である軟質のフェライトの体積分率を、十分な強度−延性が確保できる３０％以上とした。
【００２０】
さらに、主相である軟質のフェライトの体積分率が比較的高いことは延性向上に、細粒である事は強度−穴拡げ性バランス向上に有効である。このため、フェライトの平均粒径の上限を３０μｍとするのが好ましい。
【００２１】
また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物などの１又は２種以上を体積分率で１％以下含有する場合も本発明に含まれる。
【００２２】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および占積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の占積率および主相の平均粒径を求めることができる。また、フォーマスタなどによる膨張・収縮曲線から各相変態挙動調査から各ミクロ組織の占積率を求める事も出来る。
なお、ミクロ組織の各相の合計は１００％となるが、炭化物、酸化物、硫化物等の光学顕微鏡や膨張曲線では観察・同定ができない相については主相の面積率に含めている。
【００２３】
次に、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
【００２４】
Ｃは、良好な材質バランスを確保するために重要な添加元素である。フェライト、ベイナイトおよびマルテンサイトの分率制御に最も重要な添加元素である。強度および延性確保の点からは、下限を０．０３質量％以上とし、９８０MPa以上を狙う場合には０．１％以上の添加が望ましい。一方、添加量が増加すると穴拡げ性の劣化を招くため、穴拡げ性を保持可能な上限として０．２０％とすることが好ましい。９８０〜１１８０MPa級の強度レベルでの穴拡げ性および延性の良好なバランスを得るためには０．０５〜０．１５％の範囲が望ましい。
【００２５】
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であるが、めっき性を著しく劣化させる。このため１．０％以下まで添加しても良い。また、過剰添加は溶接性にも悪影響を及ぼすので、上限を１．０質量％とすることが好ましい。一方で、精錬能力や原料組成などを考慮すると、Ｓｉの極低下は製造コストの高騰を招くことから、めっき性を大きくは悪化させない０．００５％以上の添加とすることが望ましく、めっき品質確保や合金化抑制低減の点からは、０．１％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｍｎは、高強度化の目的で添加する。また、強度低下と材質劣化の１つの原因である炭化物析出やパーライト生成を抑制する目的で添加する。これらのことから、０．０１質量％以上とした。一方では、穴拡げ性向上に寄与するベイナイト変態を遅滞させることから３質量％を上限とした。好ましくは、１．５〜３．０％とすることにより良好な強度−穴広げ性のバランスが得られる。
【００２７】
Ａｌは、脱酸元素であることに加えて、フェライト変態を促進させ、穴広げおよび延性のバランスを良好にするための重要な添加元素である。このため、０．３質量％以上の添加することが好ましい。一方過剰添加は溶接性およびめっき濡れ性を損なうだけでなく、穴広げ性の劣化を招くため２．０％を上限とすることが好ましい。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．４％以上０．９％以下の範囲が望ましい。
【００２８】
Ｍｏは、Ａｌ同様、延性−穴拡げ性バランスを向上させる重要な添加元素である。炭化物やパーライトの生成を抑制するだけでなく、比較的硬質なフェライトを形成させる上でも重要であることから、その下限を０．０１質量％とすることが好ましい。特に、連続めっき工程での穏冷プロセス（焼鈍後の平均冷速が１０℃／ｓ以下）や合金化温度の高温化（５２０℃以上）においてもパーライトや炭化物析出を極力抑制するためには０．０５％以上の添加が望ましい。さらに、過剰添加は、延性劣化を招くことから、上限を５．０％とする。１．０％以下とすることが好ましい。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．１％以上０．３％以下の範囲が望ましい。
【００２９】
Ｐは強化元素であり、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、Ｐの極低化は経済的にも不利であることから０．００１０質量％を下限とすることが好ましい。また、多量添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とすることが好ましい。好ましくは、０．０３％以下が望ましい。
【００３０】
Ｓは、低Ｓ化することにより穴拡げ性向上に有効である。一方、極低化は経済的に不利であることから、０．００１０質量％を下限とし、また、０．０５質量％を上限とすることが好ましいのは、これを超える量の添加では、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性に悪影響を及ぼすためである。
【００３１】
本発明では、以上の成分に加え、さらに、Ｂ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｃｒの１種又は２種以上を含有する。
Ｂは、熱延板組織の微細均一化を促し、結果として焼鈍後の穴広げの向上に有効な元素である。このため、０．０００１％以上の添加とした。また、この効果は、Ｔｉとの複合添加時に特に効果的である。一方、過剰添加は延性劣化を招くことから上限を０．００５０％とした。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．０００３％以上０．００２０％以下の範囲が望ましい。
【００３２】
なお、ＮはＢの添加効果を発揮させる上で好ましい元素ではないので、０．００７０％以下とするのが好ましい。
【００３３】
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成または固溶状にて、鋼板の強化に有効である。また、硬質フェライトを形成させるためには重要な添加元素であり、０．００１質量％以上の添加とし、０．０１％以上の添加が硬質フェライト形成には望ましい。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として０．５質量％とした。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．００５％以上０．０２０％以下の範囲が望ましい。
【００３４】
Ｔｉは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に有効である。また、Ｂとの複合添加により硬質フェライトを形成させるために特に有効であることから、０．００１質量％以上の添加とした。また、Ｂとの複合添加の場合には、０．０１％以上の添加が硬質フェライト形成には望ましい。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として０．５質量％とした。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．００５％以上０．０２０％以下の範囲が望ましい。
【００３５】
Ｃｒは、硬質フェライトの形成および炭化物微細化を促すため、穴広げ性を向上させるのに有効な添加元素であるため、０．０１％以上の添加とした。また、過剰添加は延性低下を招くため上限を５％とした。また、特に良好な穴広げ−延性バランスを得るためには０．１％以上０．８％以下の範囲が望ましい。
【００３６】
Ｂ、Ａｌ、ＯおよびＮの関係：Ｂを添加する場合は、その効果を十分発揮させるために、ＢをＮとなるべく結合させない事が効果的である。したがって、Ｂよりも強い窒化物生成元素としてＯと結合していないＡｌ量およびＢ添加量との和がＮ量よりも大きいことがＢの効果を発揮させ材質バランス向上を図るためには重要である。このことから、これらの元素の含有量が、式：Ｂ／１１＋（Ａｌ／２７−Ｏ／１６）−Ｎ／１４＞０を満たすことが望ましく、さらに、同式が０．０２以上の値であるとより良好な穴拡げ−延性バランスが得られる。
【００３７】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上や組織の微細化を目的として強炭化物形成元素であるＶ、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａの１種または２種を含有できる。これらの元素は、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化にとって極めて有効であるため、必要に応じて１種または２種以上を、Ｎｂ、Ｔｉとの合計で０．００１質量％以上の添加とした。
【００３８】
一方で、延性劣化や残留オーステナイト中へのＣの濃化を阻害することから、１種または２種以上のＮｂ、Ｔｉとの合計添加量の上限として０．５０質量％とした。また、この中でもＢよりも強窒化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、ＴａはＢ添加効果の活用についても有効であり、経済性を考慮しつつ添加することは望ましい。
【００３９】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度のさらなる向上を目的としてＮｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
【００４０】
Ｎｉは、焼き入れ性の向上による強化目的で０．００１質量％以上の添加で効果を発現し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性、特にマルテンサイトの硬度上昇に寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００４１】
Ｃｕは、強化目的で０．０１質量％以上の添加で効果を発現し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
【００４２】
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度延性バランスの向上のため、０．０１質量％以上の添加で効果を発現する。一方、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％以下にすることが望ましい。
【００４３】
Ｗは、０．０１質量％以上の添加で強化効果が現れ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上の合計で５質量％を超える量の添加では、加工性に悪影響を及ぼす。
【００４４】
Ｙ、Ｒｅｍ（Rare Earth Metal）の略でＬａから始まるランタノイド系の元素を示す。工業的はミッシュメタルの形で添加されることがおおく、この場合には中でもＬａおよびＣｅの含有が主体となる）、Ｃａ、Ｍｇは、適量添加により介在物の形態制御、特に微細分散化の観点から０．００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。また、この中でもＢよりも強窒化物形成元素であるＬａやＣｅはＢ添加効果の活用についても有効であり、製造性を考慮しつつ添加することは望ましい。
【００４５】
不可避的不純物として、例えばＳｎなどがあるがこれら元素を０．０２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００４６】
また、めっき層に関しては、合金化処理によって亜鉛めっき層中にＦｅが取り込まれ、塗装性やスポット溶接性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。亜鉛めっき層のＦｅ量が５質量％未満ではスポット溶接性が不十分となる。一方、Ｆｅ量が２０質量％を超えるとめっき層自体の密着性を損ない、加工の際めっき層が破壊・脱落し金型に付着することで、成形時の疵の原因となる。したがって、合金化処理を行う場合の亜鉛めっき層中Ｆｅ量の範囲は５〜２０質量％とする。
【００４７】
一方、溶融亜鉛めっき層のＦｅ量が５質量％未満でも、前述の合金化による効果以外の耐食性向上効果は得ることが出来る。
【００４８】
めっき付着量については、特に制約は設けないが、耐食性の観点から片面付着量で５ｇ／ｍ2 以上であることが望ましい。本発明の溶融Ｚｎめっき鋼板上に塗装性、溶接性を改善する目的で上層めっきを施すことや、各種の処理、例えば、クロメート処理、りん酸塩処理、潤滑性向上処理、溶接性向上処理等を施しても、本発明を逸脱するものではない。
【００４９】
このような組織を有する穴拡げ性に優れた高強度高延性亜鉛めっき鋼板の製造方法について以下に説明する。
【００５０】
熱延後冷延・焼鈍して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを鋳造ままもしくは一旦冷却した後再加熱して熱延を行う。このときの再加熱温度は１１５０℃以上１２５０℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延抵抗が高くなってしまう。また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっき性に有利な傾向にある。
【００５１】
また、特に延性および穴広げ性の両立には熱延からの組織制御が重要で、熱延板組織を均一かつ微細にすることが連続溶融亜鉛めっき鋼板での延性および穴広げ性向上に大きな寄与を及ぼす。このためには、熱延の仕上げ温度を８５０℃〜９７０℃とする。
【００５２】
その後の冷却は、パーライト変態を抑制し、より良好な材質得るためには、仕上げ熱延後の平均冷速を１０〜１００℃／ｓで５５０℃以下の温度域にまで冷却することが望ましい。冷却停止は、ベイナイト生成温度域までとして、５５０℃以下とした。
【００５３】
その後は、ベイナイトまたはマルテンサイト生成による熱延組織の均質化を図る目的で、５５０℃以下に巻き取る事とした。この熱延板の均質化はＢの添加効果と同様に穴拡げ性および延性の同じ確保に特に重要である。一方では、冷延時の反力増加の問題からなるべく高温側で巻き取る事が望ましく、５００〜４００℃での巻取りが望ましい。
【００５４】
その後の冷延については、最終板厚と冷延荷重の関係から設定される全圧下率は、４０％以上であれば再結晶・変態制御の点から十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させないので好ましい。
【００５５】
また、溶融亜鉛めっき、溶融合金化亜鉛めっき工程における焼鈍において、良好な組織分率を得るためには、０．１×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1〜０．９×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1の温度域での焼鈍が望ましい。ここで、Ａｃ1及びＡｃ3は、鋼の化学成分によって決まるＡｃ1 温度（℃）及びＡｃ3 温度（℃）（例えば「鉄鋼材料学」：W. C. Leslie著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３参照）である。
【００５６】
さらに、良好な材質を得るためには、焼鈍温度の上限を０．８×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）とすることが好ましい。この温度域での焼鈍時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１０秒以上とすることが好ましい。一方、３０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招くので、３０分以下とすることが好ましい。また、より良好な穴広げ性を確保するためには、０．３×（Ａｃ3−Ａｃ1）＋Ａｃ1 （℃）以上の温度域で６０〜２００秒の範囲で焼鈍することが望ましい。
【００５７】
ここで、昇温および焼鈍時の雰囲気が酸素濃度が５０ppm以下で露点が−２０℃以下とすることがめっき品質を向上させるためには望ましい雰囲気である。酸素濃度が５０ppmを超えたり、露点が−２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる場合がある。
【００５８】
その後の一次冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させる、またはマルテンサイトを生成させるのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度が１００℃／秒超の場合には最終的な鋼板中のマルテンサイト相などの硬質相が多量になってしまうことや、操業上困難なため、これを上限とした。
【００５９】
上記の焼鈍後の冷却において、冷却がめっき浴温度−２０℃未満まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題がある。一方、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招く。このため、冷却停止温度は、めっき浴温度−２０℃〜めっき浴温度＋５０℃とすることが好ましい。
【００６０】
また、次にベイナイト変態の進行を促すため、この温度域での保持を行う。この停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態進行させるため、１秒以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持することが望ましい。保持温度が、めっき浴温度−２０℃未満ではベイナイト変態が起こりにくく、めっき浴温度＋５０℃を超えると炭化物が生じて材質劣化してしまう。
【００６１】
マルテンサイト相を生成させるには、ベイナイト変態を生じさせる必要はないが、炭化物やパーライトの生成は、抑制する必要があるため、上記の保持後、十分な合金化処理を行うため４００〜５５０℃の温度域で合金化処理することが好ましい。
【００６２】
また、合金化処理を行う場合には、４００℃以上５８０℃以下とした。合金化処理温度が４００℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析出を伴い、材質劣化する。好ましくは４３０℃以上５５０℃以下とする。
【実施例】
【００６３】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
【００６４】
表１、表２に示すような組成の鋼板を、１１００〜１２５０℃に加熱し、Ａｒ3 変態温度以上で熱延を完了し、巻き取った鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚とした。
【００６５】
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ1 とＡｃ3 変態温度を計算により求めた。
Ａｃ1 ＝７２３−１０．７×Ｍｎ％＋２９．１×Ｓｉ％、
Ａｃ3 ＝９１０−２０３×（Ｃ％）1/2−１５．２×Ｎｉ％
＋４４．７×Ｓｉ％＋１０４×Ｖ％＋３１．５×Ｍｏ％
−３０×Ｍｎ％−１１×Ｃｒ％＋４００×Ａｌ％、
これらのＡｃ1 およびＡｃ3 変態温度から計算される焼鈍温度に１０％Ｈ2 −Ｎ2 雰囲気中で昇温・保定したのち、０．０２〜１０℃／秒の冷却速度でめっき浴温度付近の４２０〜６７０℃まで冷却し、引き続いて、亜鉛めっき浴に３秒間浸漬することでめっきを行った。その際、鋼板は、４５０℃〜４６５℃、６５０℃の各温度で、めっき時の浸漬時間を含め３〜１５０００秒保持された。
また、一部の鋼板については、Ｆｅ−Ｚｎ合金化処理として、めっき後の鋼板を５００〜６５０℃の温度域で５〜２５秒保持し、めっき層中のＦｅ含有率を調節した。
【００６６】
これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。また、めっき性の試験は、外観観察して５段階の評点をつけた。
【００６７】
表４にミクロ組織と各材質について、また表３に各製造条件について示す。本願発明の要綱を満たす発明鋼は、延性、強度（引張り強度で８００MPa以上）、穴拡げ性に優れていることがわかる。
【００６８】
一方、本発明の条件から外れる比較例は、穴拡げ性、延性やめっき性も劣勢である。
【００６９】
【表１】
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【００７０】
【表２】
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【００７１】
【表３】
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【００７２】
【表４】
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