(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面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する溶融亜鉛めっき鋼板であって、
前記鋼板が、質量％で、
Ｃ：0.005 〜0.15％、            Mn：0.3 〜3.0 ％、
Mo：0.05〜1.0 ％、              Al：0.005 〜0.02％、
Ｎ：0.005 〜0.0200％
を含み、かつＮ／Al：0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、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ことを特徴と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。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Si：0.5 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Ｐ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ：0.01％以下、Ni：1.5 ％以下、Cu：1.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有する組成とすることを特徴とする請求項１に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
質量％で、
Ｃ：0.005 〜0.15％、            Mn：0.3 〜3.0 ％、
Mo：0.05〜1.0 ％、              Al：0.005 〜0.02％、
Ｎ：0.005 〜0.0200％
を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ： 0.005〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、およびめっき処理工程後300 ℃までの冷却速度を、下記（１）式または（２）式で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴と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の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50  …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20  …………（２）
ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）
Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％）
【請求項４】
前記加熱処理工程前に、Ａc1変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すことを特徴とする請求項３に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：0.005 〜0.15％、            Mn：0.3 〜3.0 ％、
Mo：0.05〜1.0 ％、              Al：0.005 〜0.02％、
Ｎ：0.005 〜0.0200％
を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ： 0.005〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するすめっき処理工程と、470 ℃〜（Ａc1変態点）の温度に加熱し前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、および前記合金化処理工程後300 ℃までの冷却速度を、下記（１）式または（２）式で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50  …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20  …………（２）
ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）
Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％）
【請求項６】
前記加熱処理工程前に、Ａc1変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すことを特徴とする請求項５に記載の高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車車体用として好適な加工性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に係り、特に連続溶融亜鉛めっきラインで製造される延性、加工性、めっき性、歪時効硬化特性および耐衝撃特性の良好な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。なお、本発明における鋼板は、鋼板および鋼帯を含むものとする。また、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は熱延鋼板または冷延鋼板として利用できるものである。
【０００２】
また、本発明でいう「歪時効硬化特性に優れる」とは、引張歪10％の予変形後、170 ℃の温度で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 以上であることを意味する。
【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ている。さらに加えて、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性向上も要求され、自動車車体の軽量化および自動車車体の強化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と強化を同時に満足させるには、部品素材を高強度化することが効果的であると言われており、最近では自動車部品に高張力鋼板が積極的に使用される傾向となっている。
【０００４】
鋼板を素材とする自動車部品の多くがプレス加工によって成形されるため、自動車部品用鋼板には優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するには、第一義的には高い延性を確保することが肝要である。しかし、高張力鋼を使用すると、強度が高いことから、形状凍結性が劣化する、延性が不足し成形時に割れとかネッキングといった不具合が発生する、などの問題がある。また、さらに、乗員の安全性確保という観点から、自動車部品用鋼板には耐衝撃特性に優れることも要求されている。
【０００５】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性が要求され、このため、溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板が必要となる。
したがって、自動車車体の軽量化および高強度化をより一層推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性、さらには耐衝撃特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板が必要不可欠な素材となる。
【０００６】
すでに、延性、耐衝撃特性に優れた高張力鋼板としては、複合組織を有する鋼板が開発されている。この鋼板は、主相と第２相からなる複合組織鋼板であり、主相であるフェライト相中に、第２相としてマルテンサイト相のような硬質な相を分散させた組織強化型の鋼板である。
この複合組織鋼板の製造方法としては、Mnなどの合金元素を含有した低炭素鋼板を、フェライト（α）とオーステナイト（γ）の２相域に加熱したのち、冷却して、γ相をマルテンサイト相（Ｍ）に変態させ、α＋Ｍの複合組織とする。このγ→Ｍ変態に際し、周囲のαにも可動転位が多数導入される。これにより、降伏強さが低下し、降伏比（＝降伏強さ／引張強さ）60％以下という低降伏比が達成でき、プレス成形時のしわ発生を抑制しプレス成形性に優れた鋼板であるとされている。さらに、複合組織鋼板は、ｎ値も高く、均一伸びも大きく加工性に優れた鋼板であるといわれている。しかしながら、２相域に加熱し冷却してマルテンサイトを生成させるために、多量の合金元素の含有を必要とする。
【０００７】
例えば、特開昭57-152421 号公報には、Ｃ：0.02〜0.20％、Mn：0.50〜2.00％を含み、必要に応じCr：1.00％以下、Ni：0.50％以下、Cu：0.50％以下、Mo：0.20％以下、Ｂ：0.0006〜0.010 ％を含む鋼を熱間圧延終了後、Ａr3変態点以下の温度で保持したのち、合金元素含有量に依存する冷却速度以上で300 ℃以下の温度まで冷却し、フェライト・マルテンサイトの複合組織を得る、高張力熱延鋼板の製造方法が提案されている。特開昭57-152421 号公報に記載された技術では、フェライト・マルテンサイトの複合組織を得るために、Mnをはじめとして、Cr、Ni、Cu、Mo等の合金元素を多量添加している。
【０００８】
また、多くの連続溶融亜鉛めっきラインは、焼鈍設備とめっき設備を連続化して設置している。この連続化されためっき工程の存在により、焼鈍後の冷却はめっき温度で中断され、工程を通じた平均冷却速度も必然的に小さくなる。したがって、連続溶融亜鉛めっきラインで製造される鋼板では、冷却速度の大きい冷却条件下で生成するマルテンサイトをめっき後の鋼板中に含有させることは難しくなる。このため、フェライト・マルテンサイトの複合組織を有するめっき鋼板を得るために、さらに多量のMn、Cr等の合金元素を含有させる必要がある。
【０００９】
しかしながら、Mn、Crはめっき性を阻害する元素として知られており、とくに溶融亜鉛めっきでは、めっき濡れ性を低下させる元素として知られている。したがって、溶融亜鉛めっき処理あるいはさらに合金化処理を施し、複合組織を有する高張力溶融亜鉛めっき鋼板として、非常に低い降伏比を得ることができたとしても、Mn、Crの多量添加に起因する不めっきが発生し、めっき外観が不良となると自動車用部品への適用は困難となる。
【００１０】
このようなめっき濡れ性の低下を解消し、不めっきを回避する方法として、例えば、特開平2-194156号公報には、Fe−Ｂ合金電気めっきを施したのち溶融亜鉛めっきを施す、難めっき鋼板の溶融亜鉛めっき方法が提案されている。
また、特開平3-199363号公報には、外層を内層にくらべSi、Mn含有量を低減した鋳込クラッド鋼を用いて、めっき密着性に優れた高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得る方法が提案されている。
【００１１】
しかしながら、特開平2-194156号公報、特開平3-199363号公報に記載された技術では、複雑な工程を必要とするため生産性が低下し、製造コストが上昇するなど実操業上問題を残していた。
さらに、溶融亜鉛めっき鋼板におけるMn、Cr等の含有は、めっき濡れ性の低下に加えて、合金化処理を施した場合に合金化の著しい遅滞を生じることが知られている。そのため、Mn、Cr等を含有した高張力溶融亜鉛めっき鋼板の合金化処理においては、合金化加熱温度を高温度とするか、あるいは合金化時間を長くする（通板速度を低速とする）必要がある。しかし、合金化加熱温度を高温度とすると、めっき層中のFe含有量を適正値に調整することが困難となり、めっき密着性が低下し、また、合金化時間を長時間とする、すなわち通板速度を低速とすると、生産性が低下し、製造コストが上昇するなどの問題がある。
【００１２】
このような合金化の遅滞を解消する方法として、例えば、特開昭58-120771 号公報には、鋼板の還元焼鈍前にNi、Cuめっきを施す溶融亜鉛めっき鋼板の合金化促進方法が提案されている。しかしながら、特開昭58-120771 号公報に記載された技術では、前処理を必要とし工程が複雑となるうえ、めっきラインに新たにNi、Cuめっきのための装置を必要とし、設備費が多大となるといった問題があった。
【００１３】
一方、最近では、耐食性の向上と乗員の安全性向上の観点から、プレス成形時には軟質で加工性に優れ、加工後に塗装焼付処理等の熱処理により高強度となり部品強度を高くできる、加工性と耐衝撃特性がともに改善された溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特開平10-310824 号公報、特開平10-310847 号公報には、Ｃ：0.01〜0.08％、Si：0.005 〜1.0 ％、Mn：0.01〜3.0 ％、Al：0.001 〜0.1 ％、Ｎ：0.0002〜0.01％を含み、さらにＷ、Cr、Moの１種または２種以上を合計量が0.05〜3.0 ％含有し、組織がフェライトあるいはフェライトを主体とする成形後強度上昇熱処理性能を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法が開示されている。ここでいう、成形後強度上昇熱処理性能とは、２％以上の歪が加わる成形加工後、200 〜450 ℃で加熱する熱処理を施して、熱処理前の引張強さに比べ、熱処理後の引張強さが増加する性能をいう。
【００１４】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特開平10-310824 号公報、特開平10-310847 号公報に記載された技術で製造された鋼板では、塗装焼付け処理を従来（170 ℃）より高い200 〜450 ℃という温度で行う必要があり、部品製造の生産性が低下し経済的に不利となるという問題があった。
【００１５】
本発明は、上記した従来技術の問題を解決し、低降伏比で均一伸びが大きく、延性、加工性に優れ、さらに歪時効硬化特性に優れ、部品成形後の耐衝撃特性に優れる機械的特性を有するとともに、不めっきもなく、めっき性に優れ、さらに耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびそれらめっき鋼板を、安定して製造できる方法を提案することを目的とする。
【００１６】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するため、機械的特性とめっき性の改善について鋭意研究した。その結果、従来高加工性を要求させる分野では積極的に利用されなかったＮを強化元素として、鋼板の組成バランスを調整し、さらに合金元素含有量に応じて溶融亜鉛めっき工程の冷却速度を調整し、溶融亜鉛めっき前の加熱処理条件を調整することにより、めっき性に悪影響を及ぼすことなくフェライト相にマルテンサイト相が分散した複合組織とすることができることを知見した。これにより、低降伏比が達成できるとともに延性、加工性が向上し、さらにＮにより発現される歪時効硬化現象を有利に活用することにより、加工後の強度が増加し、部品特性としての耐衝撃特性が改善できることを見い出した。さらに、めっき処理前に、合金元素の表面濃化を促進する焼鈍処理と、その後の酸洗による表面濃化層の除去処理を組み合わせることにより、さらにめっき性が改善し、めっき性と機械的特性の両立が顕著に図れることを見いだした。
【００１７】
本発明は、上記した知見に基づいて、さらに検討を加え完成されたものである。
すなわち、第１の本発明は、鋼板表面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する溶融亜鉛めっき鋼板であって、前記鋼板が、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、かつＮ／Al：0.3 以上、固溶状態のＮを0.0010％以上含有し、あるいはさらに、Si：0.5 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Ｐ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ：0.01％以下、Ni：1.5 ％以下、Cu：1.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含有し、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成と、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ことを特徴と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である。
【００１８】
また、第２の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ： 0.005〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するめっき処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、およびめっき処理工程後300 ℃までの冷却速度を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50  …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20  …………（２）
（ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴と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の製造方法であり、また、第２の本発明では、前記加熱処理工程前に、Ａc1変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すことが好ましい。
【００１９】
また、第３の本発明は、質量％で、Ｃ：0.005 〜0.15％、Mn：0.3 〜3.0 ％、Mo：0.05〜1.0 ％、Al：0.005 〜0.02％、Ｎ：0.005 〜0.0200％を含み、あるいはさらにSi： 0.5％以下、Cr： 1.0％以下、Ｐ：0.005 〜 0.1％、Ｂ：0.01％以下、Ni： 1.5％以下、Cu： 1.5％以下のうちから選ばれた１種または２種以上を含み、かつＮ／Al：0.3 以上を含む組成を有し、固溶Ｎ量が0.0010％以上である鋼板に、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の温度に加熱する加熱処理工程と、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し前記鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成するすめっき処理工程と、470 ℃〜（Ａc1変態点）の温度に加熱し前記溶融亜鉛めっき層の合金化を行う合金化処理工程と、を順次施すにあたり、前記加熱処理工程後めっき処理工程までの冷却速度、および前記合金化処理工程後300 ℃までの冷却速度を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50  …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20  …………（２）
（ここで、ＣＲ：臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％））
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とすることを特徴とする加工性および歪時効硬化特性に優れた高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法であり、また、第３の本発明は、前記加熱処理工程前に、Ａc1変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理を施すことが好ましい。
【００２０】
なお、第２の本発明または第３の本発明において、（１）式および（２）式を用いてlog ＣＲを計算する際には、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐを積極的に添加しない場合はゼロとして計算してもよいが、不可避的不純物としてのこれら元素の実含有量を用いて計算するのが好ましい。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面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する溶融亜鉛めっき鋼板である。まず、本発明に用いる鋼板の組成限定理由について説明する。なお、以下、組成における質量％は単に％と記す。
【００２２】
Ｃ：0.005 〜0.15％
Ｃは、鋼板の高強度化に必須の元素であり、さらに第２相としてマルテンサイト相の生成に寄与するとともに、マルテンサイト相の強度を高めるのに有効に作用する。Ｃ含有量が0.005 ％未満では、このような効果が認められず、とくに溶融亜鉛めっきサイクルでは安定して複合組織を得ることが困難となる。一方、Ｃ含有量が0.15％を超えると、マルテンサイト変態温度が低下しすぎて、溶融亜鉛めっきサイクルではマルテンサイト相の生成が困難となる。このため、Ｃは0.005 〜0.15％の範囲に限定した。
【００２３】
Mn：0.3 〜3.0 ％
Mnは、固溶強化により鋼を強化するとともに、鋼の焼入性を向上させ、マルテンサイト相の生成を促進し、複合組織の形成を容易にする元素である。このような作用を利用して、溶融亜鉛めっきサイクルで安定して複合組織を得るためには、少なくとも0.3 ％以上のMnの含有を必要とする。一方、3.0 ％を超えて含有すると、加工性が低下し、めっき性が顕著に低下し、本発明の方法によっても、めっき性の改善が図れなくなる。このため、Mnは0.3 〜3.0 ％の範囲に限定した。なお、好ましくは、 1.0〜 2.5％である。
【００２４】
Mo：0.05〜1.0 ％
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積極的に含有させる。溶融亜鉛めっきサイクルで安定して複合組織を得るためには、少なくとも0.05％以上の含有を必要とするが、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。
【００２５】
Al：0.005 〜0.02％
Al含有量の制御は本発明において特に重要である。Alは、脱酸剤として作用し鋼の清浄度を向上させるのに有効な元素であり、本発明では0.005 ％以上の含有を必要とする。一方、AlはＮと結合するため、過剰のAl含有は、固溶状態のＮ量を減少させ、歪時効硬化現象に寄与する固溶Ｎを確保し難くする。また、固溶Ｎを確保できたとしてもAlが0.02％を超えると、製造条件の変動による歪時効硬化特性のバラツキが大きくなる。このため、本発明では、Al含有量は0.02％以下と低く限定した。なお、歪時効硬化特性向上の観点からは、Alは 0.012％以下とするのが好ましい。
【００２６】
Ｎ：0.005 〜0.0200％
Ｎは、固溶強化と歪時効硬化により鋼板の強度を増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。本発明では、適量のＮを含有して、さらに製造条件を制御することにより、最終製品で必要かつ十分な量の固溶状態のＮを確保し、それによって固溶強化と歪時効硬化による強度（ＹＳ、ＴＳ）上昇効果を十分に発揮し、焼付け硬化量（ＢＨ量）80MPa 以上、塗装焼付け処理前後での引張強さの増加量ΔＴＳ50MPa 以上という本発明鋼板の機械的性質要件を安定して満足することができる。
【００２７】
Ｎが0.0050％未満では、上記の強度上昇効果が安定して現れにくい。一方、Ｎが0.0200％を超えると、伸び等の材質低下が著しくなり、鋼板の内部欠陥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が多発するようになる。このため、Ｎは0.0050〜0.0200％の範囲とした。なお、製造工程全体を考慮した材質の安定性・歩留り向上、歪時効硬化特性向上の観点からは、Ｎは0.0070〜0.0150％の範囲とするのが好ましい。
【００２８】
固溶状態のＮ：0.0010％以上
最終製品で十分な強度が確保され、さらにＮによる歪時効硬化が十分に発揮されるには、鋼中に固溶状態のＮ（固溶Ｎともいう）が0.0010％以上の量（濃度）で存在する必要がある。
ここで、固溶Ｎ量は、鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めるものとする。なお、析出Ｎ量の分析法としては、本発明者らが種々の分析法を比較検討した結果によれば、電解抽出を用いた分析法により求めるのが最適である。この分析法は、アセチル・アセトンを溶媒として用いて定電位電解により地鉄を溶解して抽出した残渣について化学分析により析出物となっているＮ量を求めるものである。
【００２９】
なお、より高いＢＨ量、ΔＴＳを得るためには、固溶状態のＮ量は0.0020％以上、さらに高い値を得るためには、0.0030％以上とするのが好ましい。
Ｎ／Al（Ｎ含有量とAl含有量の比）：0.3 以上
前述のように、製造条件の変動によらず安定して固溶Ｎを0.0010％以上残留させるためには、Ｎを強力に固定する元素であるAlの量を0.02％以下に制限する必要がある。本発明の組成範囲内のＮ含有量とAl含有量の組合せを広範囲に変えた鋼板について検討した結果、最終製品での固溶Ｎを安定して0.0010％以上とするには、Ｎ／Alを0.3 以上とすることが必要であることがわかった。すなわち、Al含有量はＮ／0.3 以下に制限される。
【００３０】
Si：0.5 ％以下、Cr：1.0 ％以下、Ｐ：0.005 〜0.1 ％、Ｂ：0.01％以下、Ni：1.5 ％以下、Cu：1.5 ％以下のうちから選ばれた１種または２種以上
Si、Cr、Ｐ、Ｂ、Ni、Cuは、いずれも焼入れ性を向上させる元素であり、必要に応じ１種または２種以上を選択して含有できる。
さらに、Siは、焼入れ性を向上させるだけでなく、固溶強化によっても鋼を強化する作用を有する元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、Siはめっき性のうち濡れ性を阻害する元素でもあり、添加する場合には0.5 ％以下に限定する必要がある。
【００３１】
Crは、焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。また、Crは第２相のマルテンサイト相の分布を均一とする作用を有し、降伏比を低くする効果を有する。一方、Crもめっき性のうち濡れ性を阻害する元素であるため、添加する場合には1.0 ％以下に限定する必要がある。
【００３２】
Ｐは、焼入れ性を向上させるとともに、伸びやｒ値の向上に有効に寄与する元素であり、このためには0.005 ％以上含有するのが好ましい。一方、0.1 ％を超えると加工性、靱性が低下する。このため、添加する場合には、Ｐは0.005 〜0.1 ％に限定する必要がある。
Ｂは、焼入れ性を向上させ、さらに伸びの改善に有効に寄与する元素であり、0.0003％以上含有するのがより好ましい。一方、0.01％を超えると硼素化合物が析出し、加工性が低下する。このため、添加する場合には、Ｂは0.01％以下に限定する必要がある。
【００３３】
Niは、焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、1.0 ％を超えて含有すると伸び等の加工性が低下する。このため、添加する場合には、Niは1.0 ％以下に限定する必要がある。
Cuは焼入れ性を向上させ、強度を増加させる元素であり、0.05％以上含有するのがより好ましい。一方、1.5 ％を超えて含有すると熱間加工性が低下し、スケール疵の原因となる。このため、添加する場合には、Cuは1.5 ％以下に限定する必要がある。
【００３４】
本発明に用いる鋼板では、上記した化学成分以外の残部は、Feおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｓ：0.01％以下、Ｐ：0.005 ％未満、Ｏ：0.0050％以下が許容できる。
さらに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板、あるいは高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成と、フェライトを主相とし、第２相として少なくともマルテンサイト相を含む複合組織を有する鋼板である。本発明でいう、主相とは体積率で60％以上を占める相をいう。本発明では、フェライト相である。
【００３５】
フェライトは、軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。本発明の鋼板では、このようなフェライトを、主相として、体積率で60％以上含有する。フェライト量が60％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。なお、フェライト量が97％を超えると、複合組織化による利点が得にくくなるため、フェライト量は97％以下とするのが望ましい。
【００３６】
第２相としてのマルテンサイト相は、体積率で３％以上、好ましくは20％以下含まれる。マルテンサイト相は、主相であるフェライトの主に粒界に分散して存在する。マルテンサイトは硬質相であり、組織強化によって鋼板強度を増加させる作用を有する。さらに、変態生成時に可動転位の発生を伴うため、延性向上、鋼板の降伏比を低下させる作用も有する。これらの効果は、マルテンサイトが３％以上存在した場合に顕著となる。なお、20％を超えて含まれると伸びの低下という問題がある。また、第２相として、マルテンサイト相に加えて、体積率で20％以下のベイナイトが含有してもなんら問題はない。
【００３７】
上記した組成と、組織を有する本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、延性、加工性に優れ、さらに歪時効硬化特性に優れ、加工後の塗装焼付け処理等の熱処理により、降伏応力、および引張強さが顕著に向上し、ＢＨ量は80MPa 以上、ΔＴＳは50MPa 以上と、歪時効硬化特性に優れた鋼板である。
つぎに、本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
【００３８】
上記した組成の鋼板（薄鋼板）をめっき素材として使用する。めっき素材となる鋼板は冷延板、あるいは熱延板いずれも好適である。
ここで、後述する加熱処理工程および溶融亜鉛めっき工程では、窒化物として析出しているＮを再溶解することはできないので、固溶Ｎを0.0010％以上含有している素材を用いる必要がある。このような素材の製造方法については、特に限定されないが、例えば、熱延板の製造方法としては、上記した組成の鋼スラブを熱間圧延して熱延鋼板を製造するにあたり、1000℃以上に加熱した後に、粗圧延してシートバーとなし、該シートバーを仕上圧延出側温度を 800℃以上として仕上圧延を行った後、 0.5ｓ以内に20℃／ｓ以上で冷却し、 650℃以下で巻取るという方法が挙げられ、また、冷延板の製造方法としては、上記のようにして得られた熱延板を冷間圧延することが挙げられる。
【００３９】
所望の板厚に調整されためっき素材鋼板は、脱脂等の通常公知の前処理を施されたのち、まず、加熱処理を施される。加熱処理工程は、その後のめっき処理工程とともに連続溶融亜鉛めっきラインで行うのが好ましい。
加熱処理工程では、めっき素材鋼板は（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の２相域の温度に加熱される。２相域に加熱することにより、Mn、Mo等の置換型の合金元素がγ相へ濃化しやすくなり、冷却中にそのγ相がマルテンサイトへ変態して、複合組織を形成する。通常の焼鈍条件では、これら置換型の合金元素は拡散しにくく、特定の場所への濃化は困難であるため、第２相としてのマルテンサイト相を分散形成しにくいのである。これら置換型の合金元素が濃化しやすい条件を整えること、すなわち、２相域に加熱することがまず複合組織を得るために重要となる。一方、加熱温度がＡc1変態点未満、あるいはＡc3変態点超えでは、第２相となるγ相への合金元素の濃化が不十分となる。なお、加熱処理の保持時間は10〜 300ｓとするのが好ましい。
【００４０】
（α＋γ）２相域で加熱処理された鋼板は、ついでめっき処理を施される。
本発明では、加熱処理工程後、めっき処理工程までの冷却速度（平均冷却速度）を、次（１）式または（２）式
Ｂ≦0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si− 2.0Cr−0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.50  …………（１）
Ｂ＞0.0006％の場合には、
log ＣＲ＝−3.50Mo−1.20Mn−0.16Si−2.0Cr −0.08（Ni＋Cu）−0.32Ｐ＋3.20  …………（２）
で定義される臨界冷却速度ＣＲ（℃／ｓ）以上とする。ここで、ＣＲは臨界冷却速度（℃／ｓ）、Mo、Mn、Si、Cr、Ni、Cu、Ｐ：各元素の含有量（質量％）である。なお、含有しない元素については０として計算するものとする。
【００４１】
合金元素含有量に応じ、（１）または（２）式のうちのいずれかの臨界冷却速度ＣＲ以上とすることにより、冷却中でのパーライトの析出を防止できる。上記した臨界冷却速度未満の冷却速度で冷却すると、第２相をマルテンサイトとすることができず、所望のα＋Ｍからなる複合組織を確保することができなくなる。
本発明におけるめっき処理工程は、通常、溶融亜鉛めっきラインで行われる条件と同様に、450 〜550 ℃の温度範囲で溶融亜鉛めっきを施し鋼板表層に溶融亜鉛めっき層を形成する。なお、亜鉛浴は、0.10〜0.15％Alを含有するZn浴とするのが好ましい。また、めっき処理後、必要に応じ目付量調整のためのワイピングを行ってもよいのはいうまでもない。
【００４２】
めっき処理工程後、鋼板は冷却されるが、めっき処理後300 ℃までの温度域では、合金元素量に応じ、上記した（１）または（２）式のうちのいずれかで定義される臨界冷却速度以上の冷却速度で冷却する。これにより、冷却後に所定のマルテンサイト量を確保できる。
なお、本発明では、めっき性の更なる改善のために、上記した加熱処理工程前に、Ａc1変態点以上の温度で焼鈍し冷却する焼鈍処理と、ついで鋼板表層の成分濃化層を酸洗により除去する酸洗処理とを施すのが好ましい。
【００４３】
この加熱処理工程前の焼鈍処理は、連続焼鈍ライン（ＣＡＬ）で行うの好ましい。焼鈍処理の雰囲気は、還元性雰囲気である、２〜５体積％のＨ2 ガスを含む窒素ガス中とするのが好ましい。焼鈍処理の加熱温度は、板温でＡc1変態点以上の温度とするのが好ましい。この焼鈍により、鋼板表面に合金元素の濃化が促進されるとともに、第２相となるγ相に、あるいは粒界の３重点近傍に合金元素が濃化する。これにより、一旦複合組織を形成でき、あるいは合金元素の濃化領域を形成でき、最終組織を容易に複合組織にすることができる。加熱温度がＡc1変態点未満では、合金元素の濃化度が少ない。なお、加熱温度の上限は 900℃以下とするのが好ましい。 900℃を超えると、合金元素の濃化度が少なくなる。
【００４４】
上記した焼鈍処理により、鋼板表面には、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、形成されたこれら鋼板表層の成分濃化層を、酸洗により除去する。なお、この焼鈍処理により、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。これらミクロな酸化物層は、その後の酸洗処理によっては完全に除去できず、表面近傍に残留し、その後の焼鈍等の加熱に際して生ずる鋼板内部からのSi、Mn等の合金元素の表面への拡散を阻止して、Si、Mnの表面への濃化を防止する。そのため、めっき性が改善される。
【００４５】
鋼板表層の成分濃化層を除去する酸洗処理は、通常行われる酸洗処理と同様としてなんら問題はない。使用する酸類は、塩酸水溶液が好ましい。
また、本発明では、めっき処理工程後、めっき層を合金化処理する合金化処理工程を施してもよい。合金化処理における加熱温度は、470 ℃〜（Ａc1変態点）の温度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、Ａc1変態点を超えると、めっき層の合金化が進行しすぎて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 ℃〜（Ａc1変態点）の温度とするのが好ましい。
【００４６】
また、本発明では、合金化処理を行う場合は合金化処理工程後300 ℃までの冷却速度を、合金元素含有量に応じ、前記（１）または（２）式のうちのいずれかの臨界冷却速度以上とする必要がある。これにより、冷却後に所定のマルテンサイト量を確保できる。
なお、めっき処理工程後、あるいは合金化処理工程後の鋼板には、形状矯正、表面粗さ等の調整のための調質圧延を加えてもよい。
【００４７】
【実施例】
表１に示す組成を有する鋼を転炉にて溶製し、連続鋳造法にて鋳片とした。得られた鋳片を1150℃に加熱し、仕上げ圧延終了温度を850 〜900 ℃とし、圧延終了後 0.5ｓ以内に20℃／ｓ以上の冷却速度で冷却し、 650℃以下の温度で巻取る熱間圧延により熱延板（ 1.6〜3.2mm 厚）とした。次いで、これら熱延板を酸洗し、一部はさらに、冷間圧延により板厚 0.8〜1.6 mmの冷延板とした。
【００４８】
【表１】
0003714094.tif 000002
【００４９】
次いで、これら熱延板、および冷延板に、表２に示す条件で連続焼鈍ラインでの焼鈍処理および酸洗処理からなる前処理を行った後、表２に示す条件で連続めっきラインでの加熱処理工程、めっき処理工程、合金化処理工程を施した。なお、めっき処理後は表２に示す冷却速度で冷却した。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のちガスワイピングにより目付量を調整した。めっき処理の条件は、
板温度  ：475 ℃
めっき浴：0.13％Al−Zn
浴温    ：475 ℃
浸漬時間：３ｓ
目付量  ：45g/m2
とした。
【００５０】
また、一部の鋼板では、前記前処理または合金化処理工程を省略した。
焼鈍処理は、５体積％Ｈ2 ＋Ｎ2 雰囲気（露点：−20℃）で、表２に示す温度で、連続焼鈍ラインで実施した。なお、保持時間は20ｓとした。
酸洗処理は、焼鈍処理で生じた鋼板表層の成分濃化層を除去する目的で、５％HCl 水溶液（液温：60℃）で実施した。なお、浸漬時間は６ｓとした。
【００５１】
得られためっき鋼板について、組織、固溶Ｎ量、引張特性、めっき性、歪時効硬化性を調査した。
組織は、鋼板の圧延方向断面（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であるフェライトおよび第２相の組織分率（体積率）を求めた。
【００５２】
固溶Ｎ量は、化学分析により求めた鋼中の全Ｎ量から析出Ｎ量を差し引いて求めた。析出Ｎ量は、電解抽出を用いた分析法により求めた。ここで、この分析法は、アセチル・アセトンを溶媒として用いて定電位電解により地鉄を溶解して抽出した残渣について化学分析により析出物となっているＮ量を求める分析方法である。
【００５３】
引張特性は、鋼板より圧延直角方向に採取したJIS Z 2204に規定のJIS ５号試験片を用いて、歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを測定した。
めっき性は、鋼板表面を目視で観察し、不めっき欠陥の存在の有無を判定した。判定の結果は、評価「１」を不めっき欠陥が全くないもの、評価「５」をもっとも不めっき欠陥の多いものとし、不めっきの程度により「１」〜「５」の５段階とした。
【００５４】
さらに、めっき層の耐パウダリング性、合金化度の指標として、めっき層中のFe含有量を調査した。
めっき層中のFe含有量は、硫酸でめっき層を溶解し、溶解した溶液について原子吸光法でFeを定量し、めっき層中のFe含有量に換算した。
耐パウダリング性は、めっき鋼板に90°曲げ戻しを施したのち、めっき面にセロハン粘着テープを貼付し、引き剥がして、テープに付着した亜鉛粉の量を蛍光Ｘ線により測定した。なお、亜鉛粉量は計数管のカウント（cps)で表示した。
【００５５】
歪時効硬化特性は、鋼板（製品板）からJIS ５号試験片を圧延方向に採取し、予変形として10％の引張歪を与えて予変形応力σ10% を測定し、ついで170 ℃×20分の塗装焼付処理相当の熱処理（時効処理）を施したのち、歪速度：３×10-3／ｓで引張試験を実施し、予変形−熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳBH、引張強さＴＳ）を求め、ＢＨ量＝ＹＳBH−σ10% 、ΔＴＳ＝ＴＳBH−ＴＳを算出した。なお、ＹＳBH、ＴＳBHは予変形−熱処理後の降伏応力、引張強さであり、ＴＳは製品板の引張強さである。
【００５６】
それらの結果を表３に示す。
【００５７】
【表２】
0003714094.tif 000003
【００５８】
【表３】
0003714094.tif 000004
【００５９】
本発明例は、いずれもフェライトとマルテンサイトの複合組織を有し、高い延性と、60％以下の低い降伏比と、ＢＨ量：80MPa 以上、ΔＴＳ：50MPa 以上の高い歪時効硬化特性を有し、加工性および歪時効硬化特性に優れ、さらに、不めっき欠陥も見られず、めっき性に優れている。特にめっき層の合金化処理を行った場合には、めっき層中のFe含有量も９〜11％程度であり、耐パウダリング性にも優れた合金化溶融亜鉛めっき鋼板となっている。なお、実施例１と同様に加熱処理工程前に焼鈍処理、酸洗処理を施すことにより、めっき性が格段に改善される。
【００６０】
一方、本発明を外れる比較例は、延性が低下するか、降伏比が高くなるか、歪時効硬化特性が低下する、めっき性が低下するか、耐パウダリング性が低下するかして、目標とする特性を満足していない。
【００６１】
【発明の効果】
本発明によれば、延性、加工性、歪時効硬化特性に優れ、不めっきもなく、めっき性に優れ、さらに耐パウダリング性に優れた溶融亜鉛めっき鋼板あるいは合金化溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造でき、産業上格段の効果を奏する。なお、本発明のめっき鋼板は、成形加工時には軟質で、成形加工後歪時効硬化により降伏強さとともに引張強さが向上し、成形後製品の耐衝撃特性が格段に向上し、自動車部品用として、用途が拡大するという効果もある。