(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
基板である熱延鋼板の少なくとも一方の表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板であって、前記熱延鋼板が、質量％で、C ：0.010％以上0.050％以下、Si：0.2％以下、Mn：0.10％以上0.80％以下、P：0.025％以下、S：0.01％以下、N：0.01％以下、Al：0.1％以下、Ti：0.05％以上0.10％以下を、C、S、N、およびTiが下記(1)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織を有し、さらに、前記微細炭化物が、列状に析出したものの個数Psとランダムに析出したものの個数Prとの比率が下記(3)式を満足する、引張強さが590MPa以上、穴拡げ率λ：100％以上、限界曲げ半径：0.9以下である、高張力熱延めっき鋼板。
Ti*/48 ＜ C/12   ・・・ (1)
ここで、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)  （C、S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））、
Pr/Ps ≧  0.8 ・・・(3)
（Pr：ランダムに析出している微細炭化物の個数）
（Ps：列状に析出している微細炭化物の個数）
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％でB：0.0035％以下を、下記(2)式を満足するように含有する、請求項１に記載の高張力熱延めっき鋼板。
B ≧ 0.0003−0.00025Mn ・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
【請求項３】
前記Bが、0.0003％以上、0.0020％以下である、請求項２に記載の高張力熱延めっき鋼板。
【請求項４】
前記微細炭化物の組織全体に対する体積比が0.0005以上である、請求項１または２に記載の高張力熱延めっき鋼板。
【請求項５】
前記体積比が、0.0005以上、0.003以下である、請求項４に記載の高張力熱延めっき鋼板。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Taのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する、請求項１または２に記載の高張力熱延めっき鋼板。
【請求項７】
鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板としたのち、該熱延板に連続焼鈍処理およびめっき処理を順次施して熱延めっき鋼板とする、高張力熱延めっき鋼板の製造方法において、前記鋼素材を、質量％で、・・・前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を550℃以上750℃以下とする、フェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織を有し、さらに、前記微細炭化物が、列状に析出したものの個数Psとランダムに析出したものの個数Prとの比率が下記(3)式を満足する、引張強さが590MPa以上、穴拡げ率λ：100％以上、限界曲げ半径：0.9以下である、高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
Ti*/48 ＜ C/12   ・・・ (1)
ここで、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)
（C、S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））
Pr/Ps ≧  0.8 ・・・(3)
（Pr：ランダムに析出している微細炭化物の個数）
（Ps：列状に析出している微細炭化物の個数）
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、質量％でB：0.0035％以下を、下記(2)式を満足するように含有する、請求項７に記載の高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
B ≧ 0.0003−0.00025Mn・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
【請求項９】
前記Bが、0.0003％以上、0.0020％以下である、請求項８に記載の高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Taのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する、請求項７または８に記載の高張力熱延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、自動車用部品等の輸送機材、構造材の素材に好適な高張力熱延めっき鋼板およびその製造方法(high strength galvanized hot rolled steel sheet and method for producing the same)に関する。
【背景技術】
【０００２】
地球環境保全の観点からCO2排出量を削減すべく、自動車車体の強度を維持しつつその軽量化を図り、自動車の燃費を改善することが、自動車業界においては常に重要な課題とされている。自動車車体の強度を維持しつつ車体の軽量化を図るうえでは、自動車部品用素材となる鋼板の高強度化により、鋼板を薄肉化することが有効である。特に、自動車の足回り部品用鋼板の高強度薄肉化は、自動車車体の大幅な軽量化につながるため、自動車の燃費向上に極めて有効な手段である。そのため、これらの部品用の素材に対する高強度化の要望は非常に強い。【０００３】
また、自動車部品、特に足回り部品は、腐食環境に晒されることが多いため、自動車部品用鋼板は所望の耐食性を有することも必須となる。そのため、自動車部品用鋼板としては、耐食性に優れた高張力（熱延）めっき鋼板が広く用いられている。
一方、鋼板を素材とする自動車部品の多くは、プレス加工やバーリング加工等によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れた伸び、伸びフランジ性(stretch-flange formability)等の加工性を有することが要求される。例えば、足回り部品は複雑な形状を有することから、足回り部品用素材としての鋼板には、強度および耐食性とともに加工性が重要視され、伸びフランジ性および曲げ加工性等の加工性に優れた高張力（熱延）めっき鋼板が求められている。【０００４】
しかしながら、一般的に鉄鋼材料は高強度化に伴い加工性が低下する。高張力（熱延）めっき鋼板の加工性は通常の軟鋼板よりもはるかに劣っている。そのため、高張力（熱延）めっき鋼板を足回り部品等に適用するうえでは、強度と加工性を兼ね備えた高張力（熱延）鋼板（めっき鋼板の基材となる鋼板）の開発が必須となり、現在までに多くの研究が為され、様々な技術が提案されている。【０００５】
例えば、特許文献１には、重量％で、C：0.03〜0.25％、Si：2.0％以下、Mn：2.0％以下、P：0.1％以下、S：0.007％以下、Al：0.07％以下及びCr：1.0％以下を含有する組成とし、フェライトと第２相からなる複合組織とし、第２相の硬さ、体積率、および粒径を規定することにより、引張強さ(TS)が490N/mm2(490MPa)を超える高強度熱延鋼板の疲労特性(Fatigue property)と伸びフランジ性を向上させる技術が提案されている。前記第２相は、パーライト、ベイナイト、マルテンサイト、残留オーステナイト(retained austenite)の１種以上である。【０００６】
しかしながら、特許文献１で提案された技術では、鋼板にプレス加工等を施して所望の部品形状に成形する際、軟質のフェライトと硬質の第２相との界面が、加工時の割れ発生起点となり易く、加工性が安定しないという問題を有する。また、特許文献１で提案された技術では、鋼板の引張強さを590MPa級に高めた場合、加工性、特に伸びフランジ性が低下するという問題も見られる。【０００７】
また、特許文献２には、wt％で、C：0.01〜0.10％、Si：1.5％以下、Mn：1.0％超〜2.5％、P：0.15％以下、S：0.008％以下、Al：0.01〜0.08％、Ti，Nbの１種又は２種の合計：0.10〜0.60％を含む化学成分とし、フェライト量が面積率で95％以上であり、かつフェライトの平均結晶粒径が2.0〜10.0μm であり、マルテンサイトおよび残留オーステナイトを含まない組織とすることにより、引張強さが490MPa以上である高強度熱延鋼板の疲労強度、特に伸びフランジ性を向上させる技術が提案されている。そして、特許文献２で提案された技術では、Mn含有量を1.0％超〜2.5％とすることにより、鋼板強度が向上するとともに微細フェライト粒が得られるとされている。【０００８】
しかしながら、特許文献２で提案された技術では、鋼板のMn含有量が高いため、鋼板の板厚中央部にMnが偏析し、鋼板のプレス成形の際、加工時に割れを誘発するので、優れた伸びフランジ性を安定的に得ることができないという問題がある。また、特許文献２で提案された技術では、Tiを所定含有量としてTi炭化物を形成することにより、伸びフランジ性に悪影響を及ぼす固溶Cの低減化を図っているが、Cに対して過剰のTiを含有させると、Ti炭化物が粗大化し易くなり、所望の強度を安定的に得られないという問題が見られる。【０００９】
また、特許文献３には、質量％にて、C：0.01〜0.1％、S≦0.03％、N≦0.005％、Ti：0.05〜0.5％、Si：0.01〜2％、Mn：0.05〜2％、P≦0.1％、Al：0.005〜1.0％を含み、さらにTi−48/12C−48/14N−48/32S≧0％を満たす範囲でTiを含有する組成とし、鋼中の粒子で5nm以上のTiを含む析出物の平均サイズを101〜103nmで最小間隔を101 nm超104 nm以下とすることにより、引張強さが640MPa以上である高強度熱延鋼板のバーリング加工性(Burring formability)と疲労特性を向上させる技術が提案されている。【００１０】
しかしながら、特許文献３で提案された技術では、鋼板に含まれる析出物のサイズの分布が大きく、所望の強度を安定的に確保することができないという問題が見られる。また、特許文献３で提案された技術では、鋼板の伸びフランジ性が不十分である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１１】
【特許文献１】特開平４−３２９８４８号公報
【特許文献２】特開２０００−３２８１８６号公報
【特許文献３】特開２００２−１６１３４０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１２】
大量生産される自動車部品に対しては、その素材を安定的に供給すべく熱延鋼板を工業的に大量生産する必要があるが、上記した従来技術では、引張強さが590MPa以上であり且つ優れた加工性（伸びフランジ性、曲げ加工性）を有する高張力（熱延）めっき鋼板を、安定的に供給することが困難である。本発明は、上記した従来技術が抱える問題を有利に解決し、自動車部品用の素材として好適な、引張強さが590MPa以上であり且つ優れた伸びフランジ性と優れた曲げ加工性を兼備する、加工性に優れた高張力熱延めっき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】
【００１３】
上記課題を解決すべく、本発明者らは、熱延めっき鋼板の高強度化と加工性、特に伸びフランジ性と曲げ加工性に及ぼす各種要因について鋭意検討した。その結果、以下のような知見を得た。
１）鋼板組織を転位密度が低い加工性に優れたフェライト単相組織とし、更に、微細炭化物を分散析出させて析出強化すると、熱延めっき鋼板の伸びフランジ性および曲げ加工性を維持したまま、強度が向上すること。
２）加工性に優れ且つ引張強さ：590MPa以上の高強度を有する熱延めっき鋼板を得るためには、析出強化に有効な平均粒子径が10nm未満である微細炭化物を分散析出させる必要があること。【００１４】
３）析出強化に寄与する微細炭化物としては、Tiを含む炭化物が有効であること。
４）Tiを含む炭化物には、一方向に列状に分散析出するものと、ランダムに分散析出するものが存在するが、熱延めっき鋼板の高強度化を図りつつ加工性、特に曲げ加工性を確保するうえでは、ランダムに分散析出するTiを含む炭化物の比率を高めることが有効であること。一方、熱延めっき鋼板の高強度化には、上記何れの析出形態の炭化物も有効であること。【００１５】
５）Tiを含む炭化物を平均粒子径：10nm未満とし、更に分散析出させた該炭化物の粗大化を抑制するためには、鋼中のC含有量に対するTi*含有量を制御する必要があること。（但し、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48) であり、C、S、N、Tiは各元素の含有量（質量％）である。）
６）所定の組成を有する鋼素材を熱間圧延したのち、冷却して巻き取り熱延めっき鋼板の基材となる熱延板を製造するに際し、Tiを含む炭化物の析出に最適な温度で巻き取ると、上記炭化物が主として列状に分散析出した熱延板が得られること。
７）上記巻取り温度を、Tiを含む炭化物の析出に最適な温度よりも低い温度に設定して、Tiを含む炭化物の析出を抑制した熱延板とし、係る熱延板に、所定の焼鈍温度で連続焼鈍処理を施して該連続焼鈍処理時にTiを含む炭化物をランダムに析出させることにより、ランダムに分散析出した炭化物を多く含む熱延鋼板（熱延めっき鋼板の基板であって、焼鈍後めっき前の基板）が得られること。【００１６】
本発明は上記の知見に基づき完成されたものであり、その要旨は次のとおりである。
［１］  基板である熱延鋼板の少なくとも一方の表面にめっき皮膜を有するめっき鋼板であって、前記熱延鋼板が、質量％で、
C ：0.010％以上0.050％以下、     Si：0.2％以下、
Mn：0.10％以上0.80％以下、       P ：0.025％以下、
S ：0.01％以下、                  N ：0.01％以下、
Al：0.1％以下、                 Ti：0.05％以上0.10％以下
を、C、S、N、およびTiが下記(1)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成と、フェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織を有し、引張強さが590MPa以上である、高張力熱延めっき鋼板。
Ti*/48 ＜ C/12   ・・・ (1)
ここで、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)
（C、S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））【００１７】
［２］  前記［１］において、前記組成に加えてさらに、質量％でB ：0.0035％以下を、下記(2)式を満足するように含有する、高張力熱延めっき鋼板。
B ≧ 0.0003−0.00025Mn ・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
［３］前記Bが、0.0003％以上、0.0020％以下である、［２］に記載の高張力熱延めっき鋼板。【００１８】
［４］  前記［１］または［２］において、前記微細炭化物が、列状に析出したものの個数Psとランダムに析出したものの個数Prとの比率が下記(3)式を満足する、高張力熱延めっき鋼板。
Pr/Ps ≧  0.8 ・・・ (3)
（Pr：ランダムに析出している微細炭化物の個数）
（Ps：列状に析出している微細炭化物の個数）
【００１９】
［５］  前記［１］または[２]において、前記微細炭化物の組織全体に対する体積比が0.0005以上である、高張力熱延めっき鋼板。
［６］前記体積比が、0.0005以上、0.003以下である［５］に記載の高張力熱延めっき鋼板。【００２０】
［７］  前記［１］または[２]において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Taのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する、高張力熱延めっき鋼板。【００２１】
［８］  鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板としたのち、該熱延板に連続焼鈍処理およびめっき処理を順次施して熱延めっき鋼板とする、高張力熱延めっき鋼板の製造方法において、
前記鋼素材を、質量％で、
C ：0.010％以上0.050％以下、     Si：0.2％以下、
Mn：0.10％以上0.80％以下、       P ：0.025％以下、
S ：0.01％以下、                  N ：0.01％以下、
Al：0.1％以下、                 Ti：0.05％以上0.10％以下
を、C、S、N、およびTiが下記(1)式を満足するように含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成とし、
前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上とし、前記巻取り温度を400℃以上550℃未満とし、前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を550℃以上750℃以下とする、引張強さが590MPa以上である高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
Ti*/48 ＜ C/12   ・・・ (1)
ここで、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)
（C、S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））【００２２】
［９］  前記［８］において、前記組成に加えてさらに、質量％でB ：0.0035％以下を、下記(2)式を満足するように含有する、高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
B ≧ 0.0003−0.00025Mn ・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
［１０］前記Bが、0.0003％以上、0.0020％以下である、［９］に記載の高張力熱延めっき鋼板の製造方法。【００２３】
［１１］  前記［８］または［９］において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Taのいずれか１種以上を合計で1％以下含有する、高張力熱延めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００２４】
本発明によれば、自動車部品用の素材として好適な、引張強さが590MPa以上で、かつ、プレス時の断面形状が複雑な足回り部品等の素材として十分に適用可能な優れた加工性（伸びフランジ性、曲げ加工性）を有する高張力熱延めっき鋼板を、工業的に安定して生産することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
以下、本発明について詳細に説明する。
まず、本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板の組織および炭化物の限定理由について説明する。
本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板は、フェライト相が組織全体に対する面積率で95％以上であるマトリックスと、該マトリックスにTiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織を有する。前記微細炭化物は、列状に析出したものの個数Psとランダムに析出したものの個数Prとの比率がPr/Ps ≧0.8を満足する炭化物とすることが好ましい。また、前記微細炭化物の組織全体に対する体積比を0.0005以上とすることが好ましい。
【００２６】
フェライト相：組織全体に対する面積率で95％以上
本発明においては、熱延めっき鋼板の加工性（伸びフランジ性、曲げ加工性）を確保するうえでフェライト相の形成が必須となる。熱延めっき鋼板の加工性の向上には、熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板の組織を、転位密度の低い延性に優れたフェライト相とすることが有効である。特に、伸びフランジ性の向上には、上記熱延鋼板の組織をフェライト単相組織とすることが好ましいが、完全なフェライト単相組織でない場合であっても、実質的にフェライト単相組織、すなわち、組織全体に対する面積率で95％以上がフェライト相であれば、上記の効果を十分に発揮する。したがって、フェライト相の組織全体に対する面積率は95％以上とする。
【００２７】
なお、上記熱延鋼板において、フェライト相以外の相としては、セメンタイト、パーライト、ベイナイト相、マルテンサイト相、残留オーステナイト相等が挙げられ、これらの合計は組織全体に対する面積率で5％程度以下であれば許容される。
【００２８】
Tiを含む微細炭化物
Tiは強力な炭化物構成元素であり、Tiを含む炭化物は、その平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強い。そのため、熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板中に微細炭化物を分散析出させることにより熱延めっき鋼板の高強度化を図る本発明においては、上記熱延鋼板中に分散析出をさせる微細炭化物として、Tiを含む微細炭化物とする。
【００２９】
微細炭化物の平均粒子径：10nm未満
熱延めっき鋼板に所望の強度（引張強さ：590MPa以上）を付与するうえでは、熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板中に分散析出させる微細炭化物の平均粒子径が極めて重要であり、本発明においてはTi を含む微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とする。マトリックス中に微細炭化物が析出すると、その微細炭化物が、鋼板に変形が加わった際に生じる転位の移動に対する抵抗として作用することにより熱延めっき鋼板が強化されるが、微細炭化物の平均粒子径を10nm未満とすると、上記の作用がより一層顕著となる。したがって、Ti を含む微細炭化物の平均粒子径は10nm未満とする。より好ましくは5nm以下である。
【００３０】
列状に析出した微細炭化物の個数Psとランダムに析出した微細炭化物の個数Prとの比率：Pr/Ps≧0.8
Tiを含む炭化物（微細炭化物）には、ある一定の方向に列状に分散析出するものと、ランダムに分散析出するものが存在するが、列状に分散析出した微細炭化物は、熱延鋼板の曲げ加工性に悪影響を及ぼす。微細炭化物とマトリックスとの界面は曲げ加工時の亀裂発生部となるが、微細炭化物が列状に分散析出していると、微細炭化物とマトリックスとの界面で発生した亀裂が伝搬し易くなるためである。
【００３１】
以上の理由により、本発明では、最終的に得られる熱延めっき鋼板において、ランダムに析出する微細炭化物の比率を高め、熱延めっき鋼板の曲げ加工性の劣化を抑制することが好ましい。列状に析出した微細炭化物の個数Psとランダムに析出した微細炭化物の個数Prとの比率Pr/Psは、0.8以上とすることが好ましい。
【００３２】
熱延めっき鋼板強度を安定して得るためには、熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板中に分散析出させる微細炭化物の分散析出量を制御することが有効であり、本発明においては、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物の、上記熱延鋼板組織全体に対する体積比が0.0005以上となるように分散析出させることが好ましい。但し、上記体積比が0.003超になると、強度が高くなり過ぎ、伸びフランジ性が低下するおそれがあるため、上記体積比は0.0005以上0.003以下とすることが好ましい。
【００３３】
次に、本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板の成分組成の限定理由について説明する。なお、以下の成分組成を表す％は、特に断らない限り質量％を意味するものとする。
C ：0.010％以上0.050％以下、
Cは、微細炭化物を形成し、鋼を強化するうえで必須の元素である。C含有量が0.010％未満であると、微細炭化物を十分に確保することができず、590MPa以上の引張強さが得られなくなる。一方、C含有量が0.050％を超えると、鋼板中にパーライトが形成され易くなり、伸びフランジ性を損なう。したがって、C含有量は0.010％以上0.050％以下とする。好ましくは0.020％以上0.035％以下である。
【００３４】
Si：0.2％以下
Siは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に有効な元素である。しかしながら、Si含有量が0.2％を超えると、フェライト相からのC析出が促進され、粒界に粗大なFe炭化物が析出し易くなり、伸びフランジ性が低下する。また、過剰なSiは、めっき性に悪影響を及ぼす。したがって、Si含有量は0.2％以下とする。好ましくは0.05％以下である。また、固溶強化のために0.005％以上であるのが好ましい。
【００３５】
Mn：0.10％以上0.80％以下
Mnは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に有効な元素である。このような効果を得るためには0.10％以上含有することが望ましいが、Mn含有量が0.80％を超えると偏析が生じ易くなり、且つ、フェライト相以外の相、すなわち硬質相が形成され、伸びフランジ性が低下する。したがって、Mn含有量は0.10％以上0.80％以下とする。好ましくは0.10％以上0.5％以下である。より好ましくは0.10％以上0.45％以下である。
【００３６】
P ：0.025％以下
Pは、固溶強化元素であり、鋼の高強度化に有効な元素であるが、P含有量が0.025％を超えると偏析が顕著になり、伸びフランジ性が低下する。したがって、P含有量は0.025％以下とする。好ましくは0.02％以下である。また、固溶強化のために0.005％以上であるのが好ましい。
【００３７】
S ：0.01％以下
Sは、熱間加工性（熱間圧延性）を低下させる元素であり、スラブの熱間割れ感受性を高めるほか、鋼中にMnSとして存在して熱延鋼板の伸びフランジ性を劣化させる。そのため、本発明ではSを極力低減することが好ましく、0.01％以下とする。好ましくは0.005％以下である。
【００３８】
N ：0.01％以下
Nは、本発明においては有害な元素であり、極力低減することが好ましい。特にN含有量が0.01％を超えると、鋼中に粗大な窒化物が生成することに起因して、伸びフランジ性が低下する。したがって、N含有量は0.01％以下とする。好ましくは0.006％以下である。
【００３９】
Al：0.1％以下
Alは、脱酸剤として作用する元素である。このような効果を得るためには0.001％以上含有することが望ましいが、0.1％を超える含有は、加工性（伸びフランジ性および曲げ加工性）を低下させる。このため、Al含有量は0.1％以下とする。
【００４０】
Ti：0.05％以上0.10％以下
Tiは、本発明において最も重要な元素の一つである。Tiは、炭化物を形成することにより、優れた伸びフランジ性および曲げ加工性を維持しつつ、鋼板の高強度化に寄与する元素である。このような効果を得るためには0.05％以上含有することが望ましい。但し、Ti含有量が0.10％を超えると、伸びフランジ性が低下する傾向にあることから、Ti含有量は0.10％以下とする。好ましくは0.05％以上0.095％以下である。
【００４１】
本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板は、C、S、N、Tiを、上記した範囲で且つ(1)式を満足するように含有する。
Ti*/48 ＜ C/12   ・・・ (1)
ここで、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)
（C、S、N、Ti：各元素の含有量（質量％））
上記(1)式は、Tiを含む微細炭化物を、上記した所望の析出状態とするために満足すべき要件であり、本発明において極めて重要な指標である。
【００４２】
先述のとおり、本発明においては基板となる熱延鋼板中にTiを含む微細炭化物を分散析出させる。ここで、Tiを含む炭化物は、その平均粒子径が極めて小さい微細炭化物となる傾向が強いものの、Cと結合するTiが原子比でC以上になると、炭化物が粗大化し易くなる。そして、炭化物の粗大化に伴って、所望の鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を確保することが困難となる。そのため、本発明では、鋼素材に含まれるCの原子％（C/12）を、炭化物生成に寄与できるTiの原子％（Ti*/48）よりも多くする必要がある。
【００４３】
また、本発明においては、鋼素材に所定量のTiを添加し、基板となる熱延鋼板中にTiを含む微細炭化物を分散析出させるが、この微細炭化物は、熱延前の加熱で鋼素材中の炭化物を溶解し、主に熱間圧延後の巻取り以降の工程（巻取り工程および連続焼鈍工程）で析出させる。しかしながら、鋼素材に添加したTiの全量が炭化物生成に寄与するわけではなく、鋼素材に添加したTiの一部は窒化物や硫化物の形成に消費される。巻取り温度よりも高温域では、Tiが炭化物よりも窒化物や硫化物を形成し易く、熱延鋼板の製造時、巻取り工程の前にTiが窒化物や硫化物を形成するためである。よって、鋼素材に添加したTiのうち炭化物生成に寄与できるTi（Ti*）は、「Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)」で表すことができる。
【００４４】
以上の理由により、本発明では、Cの原子％（C/12）を、炭化物生成に寄与できるTiの原子％（Ti*/48）よりも多くする目的で、Ti*＝Ti−(N/14×48＋S/32×48)とし、Ti*/48 ＜ C/12 を満足するようにC、S、N、Tiの各元素を含有することとする。
Ti*/48がC/12以上となると、Tiを含む微細炭化物が粗大化し易くなる。
【００４５】
また、Tiを含む炭化物は、熱延前に鋼素材をオーステナイト域まで加熱して鋼素材中の炭化物を溶解し、その後の熱延工程において分散析出させる。この時、オーステナイトからフェライトへの変態への変態温度を、Tiを含む炭化物の析出に適した温度に調整し、その温度で巻き取ると、オーステナイト→フェライト変態と同時に、Tiを含む微細炭化物が列状に析出（相界面析出）する。
ここで、鋼素材がオーステナイトからフェライトに高温で変態すると、高温域でTiを含む炭化物が析出することになるが、このように高温域で析出した炭化物は粗大化し易いため、所望の微細炭化物（平均粒子径10nm未満）を得ることができない。したがって、本発明では、鋼素材がオーステナイトからフェライトに変態する温度を、微細な炭化物が析出するに十分な温度まで低下させることが好ましい。
【００４６】
そこで、本発明においては、オーステナイト→フェライト変態の温度を、低温化する目的で、上記した組成に加えてさらにB ：0.0035％以下を、次の(2)式を満足するように含有することができる。
B ≧ 0.0003−0.00025Mn ・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
【００４７】
B ：0.0035％以下
Bは、鋼のオーステナイト→フェライト変態温度を低下させる元素であり、本発明では、Bを添加して鋼のオーステナイト→フェライト変態温度を下げることによって、Tiを含む炭化物の微細化を図ることができる。このような効果を得るためには、B含有量を0.0003％以上とすることが好ましい。一方、0.0035％を超えて含有しても上記の効果が飽和する。したがって、B含有量は0.0035％以下とすることが好ましい。より好ましくは0.0003％以上0.0020％以下である。
【００４８】
B ≧ 0.0003−0.00025Mn ・・・ (2)
（Mn、B：各元素の含有量（質量％））
本発明において、Bを含有する場合には、鋼中のB含有量とMn含有量との比率を適正範囲に制御することも重要である。本発明者らは、フェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックス中に、Tiを含む炭化物を微細（平均粒子径が10nm未満）に分散析出させる手段について検討した。その結果、熱間圧延終了後の冷却過程におけるオーステナイト→フェライト変態温度（CCT図におけるフェライト変態域）を、Tiを含む微細炭化物の析出に適した温度範囲に調整することが、Tiを含む炭化物を平均粒子径：10nm未満にまで微細化する極めて有効な手段であることを新たに知見した。
【００４９】
また、本発明者らは更に検討を進めた結果、本発明の鋼組成においては、鋼素材のB含有量とMn含有量とが所望の関係を満たすように制御することにより、鋼のオーステナイト→フェライト変態温度を目的とする範囲に調整できることを知見した。ここで、上式において、右辺（0.0003−0.00025Mn）の値がゼロ以下となる場合には、右辺の値をゼロと見なすものとする。
【００５０】
なお、本発明において、固溶強化元素であるMnの含有量が0.35％超であれば、上記したBの効果を用いることなく所望の鋼板強度（引張強さ：590MPa以上）を確保することができる。しかしながら、Mnの含有量が0.35％以下では、上記したBの効果を利用せずに所望の鋼板強度を確保することが困難な場合がある。そこで、Mnの含有量が0.35％以下の場合には、Tiを含む炭化物をより微細化させる目的でBを含有することが好ましい。
【００５１】
本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板においては、Cu、Sn、Ni、Ca、Mg、Co、As、Cr、W、Nb、Mo、V、Pb、Taのいずれか１種以上を合計で1％以下含有してもよい。好ましくは0.1％以下、より好ましくは0.03％以下である。また、上記以外の成分は、Feおよび不可避的不純物である。
【００５２】
本発明の高張力熱延めっき鋼板は、上記した熱延鋼板の表面に、めっき皮膜を具えたものである。めっき皮膜を具備することにより、熱延鋼板の耐食性が向上し、高強度であるとともに加工性に優れ、厳しい腐食環境に晒される部品、例えば自動車の足回り部品の素材に好適な高張力熱延めっき鋼板が得られる。上記めっき皮膜の種類は特に限定されず、例えば溶融亜鉛めっき皮膜や合金化溶融亜鉛めっき皮膜等が好適に用いられる。
【００５３】
次に、本発明の高張力熱延めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明は、上記した組成の鋼素材に、粗圧延と仕上げ圧延からなる熱間圧延を施し、仕上げ圧延終了後、冷却し、巻き取り、熱延板としたのち、該熱延板に連続焼鈍処理およびめっき処理を順次施して熱延めっき鋼板とする。この際、前記仕上げ圧延の仕上げ圧延温度を880℃以上とし、前記冷却の平均冷却速度を10℃/s以上とし、前記巻き取りの巻取り温度を400℃以上550℃未満とし、前記連続焼鈍処理の焼鈍温度を550℃以上750℃以下とすることを特徴とする。
【００５４】
本発明において、鋼素材の溶製方法は特に限定されず、転炉、電気炉等、公知の溶製方法を採用することができる。また、溶製後、偏析等の問題から連続鋳造法によりスラブ（鋼素材）とするのが好ましいが、造塊−分塊圧延法、薄スラブ連鋳法等、公知の鋳造方法でスラブとしても良い。なお、鋳造後にスラブを熱間圧延するにあたり、加熱炉でスラブを再加熱した後に圧延しても良いし、所定温度以上の温度を保持している場合には、スラブを加熱することなく直送圧延しても良い。
【００５５】
上記の如く得られた鋼素材に、加熱、粗圧延および仕上げ圧延を施すが、本発明においては、粗圧延前に鋼素材中の炭化物を溶解しておく必要がある。炭化物形成元素であるTiを含有する本発明において、鋼素材の加熱温度は1150℃以上とすることが好ましい。但し、鋼素材の加熱温度が過剰に高くなると、表面が過剰に酸化されTiO2が生じてTiが消費され、鋼板にした場合に表面近傍の硬さの低下が生じ易くなるため、上記加熱温度は1300℃以下とすることが好ましい。また、先述のとおり、粗圧延前の鋼素材が、所定温度以上の温度を保持しており、鋼素材中の炭化物が溶解している場合には、粗圧延前の鋼素材を加熱する工程は省略可能である。なお、粗圧延条件については特に限定する必要はない。
【００５６】
仕上げ圧延温度：880℃以上
仕上げ圧延温度の適正化は、熱延めっき鋼板の伸びフランジ性および曲げ加工性の維持、並びに、仕上げ圧延の圧延荷重の低減化を図るうえで重要となる。仕上げ圧延温度が880℃未満であると、熱延板表層の結晶粒が粗大粒となり、加工性（伸びフランジ性、曲げ加工性）が損なわれる。したがって、仕上げ圧延温度は880℃以上とする。好ましくは900℃以上である。なお、仕上げ圧延温度が過剰に高くなると、熱延板表面の二次スケールによる疵が発生し易くなるため、仕上げ圧延温度は1000℃以下とすることが望ましい。
【００５７】
平均冷却速度および巻取り温度
平均冷却速度および巻取り温度の適正化は、本発明において極めて重要である。先述のとおり本発明では、鋼素材の組成を規定することで、鋼素材のオーステナイト→フェライト変態温度（CCT図におけるフェライト変態域）を、Tiを含む炭化物の析出に適した温度範囲に調整している。ここで、Tiを含む炭化物には、析出に適した温度範囲のなかでも特に析出し易い温度域が存在し、その温度域は概ね600〜650℃である。この600〜650℃の温度域では、炭化物生成の駆動力（鋼中の固溶Tiと固溶Cから炭化物が生成する自由エネルギー変化）が大きく、かつ原子の拡散速度が大きくなるため、Tiを含む炭化物が最も析出し易くなる。したがって、熱間圧延終了後に強制冷却し、Tiを含む炭化物の析出に最も適した温度域（約600〜650℃）で強制冷却を停止して巻き取り、巻き取り時にオーステナイト→フェライト変態が生じるようにすれば、巻き取り時のオーステナイト→フェライト変態に伴い鋼中のTiのほぼ全量が微細炭化物として析出する。
【００５８】
しかし、Tiの炭化物のうち、オーステナイト→フェライト変態と同時に析出（相界面析出）する炭化物は、列状に分散析出するため、鋼板強度向上には寄与するものの鋼板の加工性（曲げ特性）に悪影響を及ぼす場合がある。そこで本発明においては、熱間圧延終了後の平均冷却速度を大きくするとともに巻取り温度を、オーステナイトからフェライトへの変態温度の範囲内（CCT図におけるフェライト変態域の範囲内）で且つTiを含む微細炭化物の析出に最も適した温度域（約600〜650℃）よりも低い温度に規定することによって、オーステナイト→フェライト変態と同時に列状に分散析出する相界面析出を抑制する。そして、次工程であるめっき処理前の連続焼鈍処理時にTiを含む微細炭化物をランダムに分散析出させることで、熱延めっき鋼板の高強度化を図りつつ加工性（特に曲げ加工性）を確保する。
【００５９】
平均冷却速度：10℃/s以上
仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの平均冷却速度が10℃/s未満であると、オーステナイト→フェライト変態温度が高くなり、Tiを含む炭化物が熱延板中に列状、かつ粗大に析出してしまう。したがって、上記平均冷却速度は10℃/s以上とする。好ましくは30℃/s以上である。また、フェライト組織を得るために、200℃/s未満であるのが好ましい。
【００６０】
巻取り温度：400℃以上550℃未満
巻取り温度の適正化は、本発明の高張力熱延めっき鋼板の基板となる熱延鋼板の組織を、熱延鋼板の幅方向全域にわたり所望の組織、すなわち、フェライト相が組織全体に対する面積率で95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織とし、且つ列状に析出した微細炭化物の個数Psに対するランダムに析出した微細炭化物の個数Prの比率Pr/Psを高めるうえで、極めて重要である。
【００６１】
先述のとおり、本発明の組成を有する鋼素材を熱間圧延したのち、冷却して巻き取り熱延板とするに際し、Tiを含む炭化物の析出に最も適した温度域（約600〜650℃）で巻き取ると、巻き取り時のオーステナイト→フェライト変態に伴い鋼中のTiのほぼ全量が微細炭化物として析出してしまい、主として微細炭化物がある一定の方向に列状に分散析出した熱延板となってしまう。このように熱間圧延後の冷却・巻き取り過程においてTiを含む炭化物を積極的に析出させると、最終的に得られる熱延めっき鋼板に含まれる炭化物の析出形態は主として列状析出となり、曲げ加工性の劣化が懸念される。
【００６２】
そこで本発明では、熱延前に鋼素材をオーステナイト域まで加熱して鋼素材中の炭化物を溶解し、その後の巻取り工程においてTiを含む炭化物の析出を抑制して熱延板とする。そして、この熱延板に所定の連続焼鈍処理を施すことにより、所望の平均粒子径を有する微細炭化物（Ti含む炭化物）を析出させるとともに、該微細炭化物のうちランダムに析出した微細炭化物の個数（Pr）を増加させ、前記比率Pr/Psを高める。先述のとおり、Tiを含む炭化物は、オーステナイト→フェライト変態と同時に析出すると析出形態が列状になり、変態完了後の焼鈍処理時に析出すると析出形態がランダムとなる。そこで、本発明では、巻取り温度を低めに設定することにより列状析出を抑制し、続く連続焼鈍処理時のランダム析出を促進することとした。
【００６３】
巻取り温度が400℃未満であると、マトリックスが実質的にフェライト単相組織とならず、所望の加工性を得ることができない。一方、巻取り温度が550℃以上になると、微細炭化物（Tiを含む炭化物）が巻き取り時に大量に列状析出してしまう。そして、この巻き取り時に析出する微細炭化物の主たる析出形態は、一方向に列状に分散析出した列状析出となるため、高張力熱延めっき鋼板の曲げ加工性を確保することが困難となる。したがって、巻取り温度は400℃以上550℃未満とする。好ましくは450℃以上550℃未満である。
【００６４】
以上の工程を経ることにより、巻き取り時には鋼素材に添加したTiが部分的に炭化物として析出し、マトリックスが実質的にフェライト単相であり且つTiの一部がマトリックス中に固溶分として残存した熱延板が得られる。このようにして得られた熱延板に、所定の焼鈍温度で連続焼鈍処理を施すことにより、所望の析出形態の微細炭化物（Tiを含む炭化物）を析出させる。なお、熱延板に連続焼鈍処理を施すに際しては、事前に酸洗処理を施して表面スケールを除去することが好ましい。また、熱延板を焼鈍温度まで加熱する際の昇温条件は特に限定されない。
【００６５】
連続焼鈍処理の焼鈍温度：550℃以上750℃以下
焼鈍温度が750℃を超えると、Tiを含む炭化物が粗大化して強度が低下する。したがって、焼鈍温度は750℃以下とする。好ましくは700℃以下である。一方、焼鈍温度が550℃未満になると、Tiを含む微細炭化物の析出量が不足し、所望の鋼板強度が得られなくなるため、焼鈍温度は550℃以上とする。好ましくは600℃以上である。
また、上記焼鈍温度での保持時間（焼鈍時間）は、60s以上600s以下とすることが、Tiを含む微細炭化物の析出を促進するとともにその粗大化を防止する観点から好ましい。より好ましくは60s以上300s以下である。
【００６６】
連続焼鈍処理後の熱延板は、めっき処理に供される。めっき処理の種類は特に限定されず、従前公知のめっき処理が適用可能である。中でも特に、溶融亜鉛めっき処理が好適であり、例えば連続焼鈍めっきラインにおいて前記の焼鈍温度で焼鈍し、480℃の亜鉛めっき浴（0.1％Al-Zn等）中に浸漬して、付着量45g/m2（片面あたりの付着量）の溶融亜鉛めっき皮膜を形成することができる。
【００６７】
また、めっき処理に続き合金化処理を施すことの可能であり、例えば上記溶融亜鉛めっき処理に続き、520℃で合金化処理を行うことができる。
【００６８】
以上のように、本発明の方法によると、上記連続焼鈍処理を施すことにより、フェライト相の組織全体に対する面積率が95％以上であるマトリックスと、Tiを含み平均粒子径が10nm未満である微細炭化物が分散析出した組織を有し、且つ、前記微細炭化物のうちランダムに析出した微細炭化物の比率が高い熱延板を得ることができる。そして、係る熱延板は、引張強さが590MPa以上であり且つ優れた伸びフランジ性と曲げ加工性とを兼備した優れた加工性を示す。
【００６９】
また、連続焼鈍処理後の上記熱延板に対してめっき処理、或いは更に合金化処理を施し、その表面にめっき皮膜（例えば溶融亜鉛めっき皮膜、或いは合金化溶融亜鉛めっき皮膜）を形成することにより、高強度であり且つ優れた加工性を有し、しかも耐食性にも優れた高張力熱延めっき鋼板が得られる。
【実施例】
【００７０】
表１に示す組成の溶鋼を通常公知の手法により溶製、連続鋳造して肉厚250mmのスラブ（鋼素材）とした。これらのスラブを、1250℃に加熱後、粗圧延し、表２に示す仕上げ圧延温度とする仕上げ圧延を施し、仕上げ圧延終了後、仕上げ圧延温度から巻取り温度までの温度域を表２に示す平均冷却温度で冷却し、表２に示す巻取り温度で巻き取り、熱延板とした。得られた熱延板を酸洗して表面スケールを除去したのち、表２に示す焼鈍温度で連続焼鈍処理を施した。次いで、連続焼鈍処理後の熱延板を、溶融亜鉛めっき浴（めっき浴の組成：0.1％Al-Zn、浴温：480℃）に浸漬し、付着量45g/m2（片面あたりの付着量）の溶融亜鉛めっき皮膜を両面に形成して溶融亜鉛めっき鋼板（熱延めっき鋼板）とした。また、一部の溶融亜鉛めっき鋼板（表２の熱延番号b1,d1,h,i,j,k,l）については、520℃で合金化処理を施し、合金化溶融亜鉛めっき鋼板とした。【００７１】
【表１】
0005594438.tif 000002
【００７２】
【表２】
0005594438.tif 000003
【００７３】
上記により得られた熱延めっき鋼板（溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき鋼板）から試験片を採取し、組織観察および析出物観察、引張試験、穴拡げ試験、曲げ試験を行い、フェライト相の面積率、Tiを含む微細炭化物の平均粒子径および体積比、並びに、該微細炭化物の析出形態、引張強さ、穴拡げ率（伸びフランジ性）、限界曲げ半径（曲げ加工性）を求めた。試験方法は次のとおりとした。【００７４】
（i）組織観察
得られた熱延めっき鋼板から試験片を採取し、試験片の圧延方向断面を機械的に研磨し、ナイタールで腐食した後、板厚中心の位置を走査型電子顕微鏡（SEM）で倍率：3000倍にて撮影した組織写真（SEM写真）を用い、画像解析装置によりフェライト相、フェライト相以外の組織の種類、および、それらの面積率を求めた。
また、熱延めっき鋼板（板厚中心の位置）から作製した薄膜を透過型電子顕微鏡（TEM）によって倍率：260000倍で観察し、Tiを含む微細炭化物の粒子径、体積比、および分散析出形態を求めた。
Tiを含む微細炭化物の粒子径は、260000倍での30視野の観察結果をもとに、画像処理で個々の粒子の面積を求め、円近似で粒子径を求めた。求めた各粒子の粒子径を算術平均し、平均粒子径とした。
Tiを含む微細炭化物の体積比は、10％アセチルアセトン−1％塩化テトラメチルアンモニウム−メタノール溶液（AA溶液）を用いて地鉄を電解し、ろ過捕集した残渣の抽出残渣分析によりTi炭化物の重量を求め、これをTi炭化物（TiC）の密度で割ることによって体積を求め、この体積を溶解した地鉄の体積で除することによって求めた。
分散析出形態は、倍率260000倍のTEM写真を、試験片毎に20枚撮影し、微細炭化物が列状に観察されるものの個数Psとランダムに観察されるものの個数Prを数え、Pr/Psを求めた。観察に当たっては、試験片を30°まで傾けても微細炭化物が列状に観察されないものを、ランダムに析出した微細炭化物とした。【００７５】
（ii）引張試験
得られた熱延めっき鋼板から、圧延方向に対して直角方向を引張方向とするJIS  5号引張試験片（JIS Z 2201）を採取し、JIS Z 2241の規定に準拠した引張試験を行い、引張強さ(TS)を測定した。【００７６】
（iii）穴拡げ試験
得られた熱延めっき鋼板から、試験片（大きさ：130mm×130mm）を採取し、該試験片に、ポンチにより初期直径d0：10mmφの穴を打ち抜き加工で形成した。これら試験片を用いて、穴拡げ試験を実施した。すなわち、該穴に頂角：60°の円錐ポンチを挿入し、該穴を押し広げ、亀裂が熱延めっき鋼板（試験片）の板厚を貫通したときの穴の径dを測定し、次式で穴拡げ率λ(％)を算出した。
穴拡げ率λ(％)＝{(d−d0)/d0}×100【００７７】
（iv）限界曲げ試験
得られた熱延めっき鋼板から、圧延方向に対して直角方向を長手方向とした、幅50mm、長さ100mmの試験片を採取し、JIS Z 2248(2006)の規定に準拠して頂角90°のＶ曲げ試験（Ｖブロック法）を行い、割れの生じない最小の曲げ半径R(mm)と板厚t(mm)の比R/tを限界曲げ半径として測定した。
得られた結果を表３に示す。【００７８】
【表３】
0005594438.tif 000004
【００７９】
本発明例は何れも、引張強さTS：590MPa以上の高強度と、穴拡げ率λ：100％以上の伸びフランジ性、および限界曲げ半径0.9以下の曲げ加工性を兼備した熱延めっき鋼板となっている。一方、本発明の範囲を外れる比較例は、所定の高強度が確保できていないか、穴拡げ率λ或いは限界曲げ半径が確保できていない。