(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：0.01〜0.20％、Si：1.0％以下、Mn：1.5超〜3.0％、Ｐ：0.10％以下、Ｓ：0.05％以下、Al：0.10％以下、Ｎ：0.010％以下を含み、かつTi、NbおよびＶから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で、0.010〜1.0％含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなるとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつフェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下であって、第２相からなるバンド状組織の厚みが、Ｔb／Ｔ≦0.005（ただし、Ｔb：バンド状組織の板厚方向平均厚み、Ｔ：鋼板板厚）の関係を満たす金属組織を有することを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
請求項１において、鋼組成がさらにCaおよびREMのうちの１種または２種を合計で0.001〜0.01％含有する組成からなることを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１または２のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、750℃以上に加熱し、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項４】
請求項１または２のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、750℃以上に加熱し、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行い、次いで合金化処理を行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
請求項１または２のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、一旦750℃以上に加熱し、冷却してから酸洗し、さらに700℃以上に加熱して、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項１または２のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、一旦750℃以上に加熱し、冷却してから酸洗し、さらに700℃以上に加熱して、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行い、次いで合金化処理を行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。」
を要旨構成とするものである。
【請求項７】
請求項５または６において、前記鋼組成が、さらにCuおよびNiのうちの１種または２種を合計で3.0％以下含有する組成からなることを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度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、自動車の内板、外板などとしての使途に好適な高強度溶融亜鉛めっき鋼板（高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車の安全性、軽量化および低燃費化、ひいては地球環境の改善の観点から、自動車用の鋼板として、高強度の溶融亜鉛めっき鋼板を適用する傾向が増加している。その中で、とくに高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するためには、めっき性がよく、かつ溶融亜鉛めっき浴を通過し、あるいはさらに合金化処理が施された後で、所望の強度と加工性が得られなければならない。
【０００３】
一般に、鋼板の強度を増加させるには、Mn、Si、Ｐなどの固溶強化元素やTi、Nb、Ｖなどの析出強化元素を添加している。かかる元素を添加した鋼板を連続溶融亜鉛めっきライン（ＣＧＬ）で処理すると、亜鉛めっき性を劣化させることが知られている。
このように合金元素の含有量は、強度とめっき性の面で相反する作用を及ぼすので、連続溶融亜鉛めっきラインにて、めっき性がよい高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは極めて困難なものであった。また、高強度溶融亜鉛めっき鋼板は、一般に、伸びなどの加工性に関わる特性が劣るため、加工性のよい溶融亜鉛めっき鋼板を製造することは、さらに困難なことであった。
【０００４】
ところで、従来の加工性を高めた高強度鋼板としては、フェライト素地にマルテンサイトを主相とする低温変態相（残留オーステナイトも含む）を含む複合組織鋼板が知られている。この複合組織鋼板は常温非時効で降伏比が低く、加工性および加工後の焼付硬化性が優れており、（α＋γ）域温度で加熱後、水冷やガス冷却などで急冷することにより製造される。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、この複合組織鋼板を、500 ℃程度の温度で溶融亜鉛めっき、あるいはさらに合金化処理した場合に、フェライト素地中に分散しているマルテンサイトが焼もどしされて、引張強さ、伸びは低下し、上降伏点が現れて降伏比の上昇、さらには降伏伸びの発生が起こってしまう。
焼もどし軟化は、Mn、Siなどの合金元素が少ないほど生じやすく、一方、これら合金元素が多い場合には、溶融亜鉛めっき性が低下してしまう。結局、複合組織鋼板においても、めっき工程でマルテンサイトが焼き戻しされるので、その特徴である加工性と高強度を両立させ、かつ良好なめっき性を発揮させることは、従来技術の下では困難であった。
【０００６】
そこで、本発明は、従来技術が抱えている上記問題を解決するために、連続溶融亜鉛めっきラインなどの設備を用いて溶融亜鉛めっきしても、良好な加工性と高強度をともに満たし、しかも良好なめっきが得られる高強度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。
本発明の具体的目的は、加工性と高強度を表す指標として、ＴＳ：590 MPa 以上、ＴＳ×Ｅｌの値： 15000 MPa・％以上を満たしつつ、良好なめっきが得られることにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記課題の解決に向けて鋭意研究した結果、Mo、Crを添加せずとも、また、残留オーステナイト相と焼もどしマルテンサイト相を含まなくても、加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造しうることを知見し、本発明を完成するに至った。
【０００８】
すなわち、本発明は、以下の構成を要旨とするものである。
(1)  質量％で、
Ｃ：0.01〜0.20％、  Si：1.0 ％以下、
Mn：1.5 超〜3.0 ％、  Ｐ：0.10％以下、
Ｓ：0.05％以下、  Al：0.10％以下、
Ｎ：0.010 ％以下を含み、かつ
Ti、NbおよびＶから選ばれるいずれか１種または２種以上を合計で、0.010 〜1.0 ％含有し、残部はFeおよび不可避的不純物の組成からなるとともに、フェライト相の面積率が50％以上、かつフェライト相の平均結晶粒径が10μｍ以下であって、第２相からなるバンド状組織の厚みが、Ｔｂ／Ｔ≦0.005 （ただし、Ｔｂ：バンド状組織の板厚方向平均厚み、Ｔ：鋼板板厚）の関係を満たす金属組織を有することを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１０】
(2) 上記(1)において、鋼組成がさらにCaおよびREMのうちの１種または２種を合計で0.001〜0.01％含有する組成からなることを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１１】
(3) 上記(1)または(2)のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、750℃以上に加熱し、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１２】
(4) 上記(1)または(2)のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、750℃以上に加熱し、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行い、次いで合金化処理を行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１３】
(5) 上記(1)または(2)のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、一旦750℃以上に加熱し、冷却してから酸洗し、さらに700℃以上に加熱して、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１４】
(6) 上記(1)または(2)のいずれか１項に記載の鋼組成からなるスラブを、熱間圧延して、750〜450℃で巻き取り、次いで、そのまま或いはさらに冷間圧延を行い、得られた熱延板または冷延板を、一旦750℃以上に加熱し、冷却してから酸洗し、さらに700℃以上に加熱して、この温度からの冷却途中で溶融亜鉛めっきを行い、次いで合金化処理を行うことを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
(7) 上記(5)または(6)において、前記鋼組成が、さらにCuおよびNiのうちの１種または２種を合計で3.0％以下含有する組成からなることを特徴とする加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１５】
【発明の実施の形態】
これらの発明では、以下の (a) (b)の効果が相乗的に発揮され、Mn、Siを大量に添加することなく、かつ強化元素として、Mo、Crを添加せずとも、また、組織的に残留オーステナイト相と焼もどしマルテンサイト相を含まなくても、冷却前のγ粒を微細にすることができ、このため、α相→γ相へのＣ、Mnの濃化が促進され、γ相を有効にマルテンサイト化し、加工性およびめっき性に優れた高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造可能とするものである。
(a)  Ti、NbおよびＶから選ばれるいずれか１種または２種以上の添加で生成する、TiＣ、NbＣ、ＶＣなどの炭化物による結晶粒界移動のピン止め作用により、α（フェライト）結晶粒を１０μｍ以下に微細化できる。このため、これをさらにめっき前の工程で加熱するときに、α（フェライト）＋γ（オーステナイト）の２相域中で生成、成長するγ粒、あるいはγ（オーステナイト）単相域でのγ粒の粗大化が抑制される効果。
(b)  加熱前から存在し、Ｃ、Mnを多量に含有した第２相からなるバンド状組織の厚みが、Ｔｂ／Ｔ≦0.005 （ただし、Ｔｂ：バンド状組織の板厚方向平均厚み、Ｔ：鋼板板厚）の関係を満たすように分散させる加熱の効果。
本発明においては、こうした相乗効果によって、めっき性に有害なCrをほとんど含有させる必要がないのでめっき性が極めて良好であり、また、Moを添加していないので、加熱前に存在するバンド状組織の厚みが比較的薄く、めっき性の観点から不利な１回ＣＧＬ（溶融亜鉛めっき）法のときに、さほどの高温加熱を施さなくても加工性の良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造できる。
【００１６】
次に、本発明の基になった実験結果について説明する。
（実験１）
化学組成が0.08％Ｃ−0.01％Si−1.9 ％Mn−0.011 ％Ｐ−0.002 ％Ｓ−0.04％Al−0.0022％Ｎ−0.02％Ti−0.05％Nbで厚み30ｍｍのシートバーを、1200℃に加熱し、５パスで厚さ2.8 ｍｍの熱延板とした。その後、巻取り温度（ＣＴ）相当処理として 400℃, 650 ℃で各１hrの熱処理を行った。次いで、酸洗後、冷間圧延して1.4 ｍｍの冷延板とし、 700℃〜850 ℃に１分間加熱保持し、10℃／ｓの速度で 500℃まで冷却して、溶融亜鉛めっき後、40ｓ間保持後、10℃／ｓの速度で 550℃まで加熱して合金化処理し、ただちに10℃／ｓの速度で室温まで冷却した。その後、圧下率1.0 ％の調質圧延を行った。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、ＪＩＳ５号引張試験片により引張特性（ＴＳ、ＹＳ、Ｅｌ）を調査するとともに、めっき性を調べた。めっき性は次の基準で評価した。
○：不めっき欠陥なし（めっき性良好）
△：不めっき欠陥一部発生（めっき性やや良好）
×：不めっき欠陥多数発生（めっき性不良）
得られた結果を図１に示す。図１から、巻取り温度が650 ℃で、めっき前の加熱温度が750 ℃以上であるとき、ＴＳ：590 MPa 以上、Ｅｌ：25％以上を達成できることがわかる。
【００１７】
（実験２）
実験１と同じ成分でＣＴ相当処理を 400℃〜700 ℃に変化させた板厚1.6 mmの冷延板を用い、750 ℃に１分間保持（１回目加熱）を行い、10℃／ｓの速度で室温まで冷却して、酸洗後、750 ℃に１分間保持（２回目加熱）し、10℃／ｓの速度で 500℃まで冷却して、溶融亜鉛めっきし、40ｓ間保持後、10℃／ｓで 550℃まで加熱して合金化処理し、ただちに10℃／ｓの速度で室温まで冷却した。その後、圧下率1.0 ％の調質圧延を行った。
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、実験１と同様にして、引張特性とめっき性を調べた。その結果、２回の加熱（１回目加熱と２回目加熱）を行った場合（図２の○）には、図２に示すように、引張特性、めっき性ともに、１回の加熱だけの実験１と同様の実験（図２の●）の場合よりもさらに改善できることがわかる。
【００１８】
上記各実験から、高Mn含有量により高強度化した場合であっても、高温巻取り、めっき前の高温加熱あるいは２回の加熱処理により、めっき性や機械特性が改善されることがわかった。このような効果が得られる理由として、以下のようなことが考えられる。すなわち、高温巻取り、２回の加熱処理は、鋼板直下に内部酸化層を生成し、これがめっき性に有害なMnの鋼板表面への濃化を抑制すること、また、一度高温加熱して生成しためっき性に有害なMnの表面濃化層が、２回目加熱の前に酸洗で除去されること、めっき前の高温加熱は、Ｃ、Mn濃度の高いバンド組織を溶解・分散し、マルテンサイトなどの第２相の生成に有利に作用すること等が考えられる。
【００１９】
次に、本発明において成分組成および製造条件を上記範囲に限定した理由について説明する。 (成分組成は質量％で表す)
Ｃ：0.01〜0.20％
Ｃは鋼の重要な基本成分の一つであり、とくに本発明では、Ti、NbおよびＶの炭化物を析出して強度上昇に寄与するほか、低温で生成するベイナイト相、マルテンサイト相を通じて強度の向上に寄与する元素である。Ｃ量が、0.01％未満では、上記析出物はもちろん、ベイナイト相、マルテンサイト相も生成しにくく、一方、0.20％超ではスポット溶接性が劣化することから、その含有範囲を0.01〜0.20％とする。なお、好ましいＣ量は0.03〜0.15％である。
【００２０】
Si：1.0 ％以下
Siはα相中の固溶Ｃ量を減少させることにより、伸びなどの加工性を向上させる元素であるが、1.0 ％超のSi量の含有はスポット溶接性およびめっき性を損ねるので上限を1.0 ％とする。なお、好ましいSi量は0.5 ％以下である。また、Si量を0.005 ％未満まで低下させるにはコストの上昇を伴うので、下限は0.005 ％とするのが望ましい。
【００２１】
Mn：1.5 超〜3.0 ％
Mnは本発明における重要成分の一つであり、複合組織においては変態を抑制し、γ相を安定化させる元素である。しかし、1.5 ％以下の含有ではその効果がなく、一方、3.0 ％超えるとスポット溶接性およびめっき性を著しく損なう。よって、Mnは1.5 超〜3.0 ％、好ましくは1.6 〜2.5 ％の範囲で含有させる。
【００２２】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは高強度化を安価に達成するうえで有効な元素であるが、0.1 ％を超えて含有するとスポット溶接性を著しく損なうので上限を0.10％とする。なお、Ｐ量は0.05％以下に抑えるのが望ましい。また、Ｐ量を0.001 ％未満まで低下させるにはコストの上昇を伴うので、下限は0.001 ％に止めるのが望ましい。
【００２３】
Ｓ：0.05％以下
Ｓは熱延時の熱間割れを引き起こす原因になるほか、スポット溶接部のナゲット内破断を誘発するので、極力低減するのが望ましい。よって、本発明では上限を0.05％以下とする。なお、0.010 ％以下に抑制するのがより好ましい。また、Ｓ量を0.0005％未満まで低下させるにはコストの上昇を伴うので、下限は0.0005％に止めるのが望ましい。
【００２４】
Al：0.10％以下
Alは製鋼段階での脱酸剤として、また時効劣化を引き起こすＮをAlＮとして固定する有効な元素である。しかし、0.10％超えて含有すると製造コストの上昇を招くので、Al量は0.10％以下に抑える必要がある。なお、好ましい含有量は0.050 ％以下である。また、Al量が0.005 ％未満では脱酸が不十分になりやすいので、下限は0.005 ％とするのが望ましい。
【００２５】
Ｎ：0.010 ％以下
Ｎは時効劣化をもたらすほか、降伏点（降伏比）の上昇、降伏伸びの発生を招くことから、0.010 ％以下に抑制する必要がある。なお、好ましいＮ量は0.0050％以下である。また、Ｎ量を0.0005％未満まで低下させるにはコストの上昇を伴うので、下限は0.0005％に止めるのが望ましい。
【００２６】
Ti、NbおよびＶ：合計で0.01〜1.0 ％
Ti、NbおよびＶは炭化物を形成し、鋼を高強度化するのに有効な元素であり、１種または２種以上を合計で0.01〜1.0 ％を含有させる。これらの元素は合計量で0.01％以上の含有で上記効果が得られるが、1.0 ％を超えて含有するとコスト上の不利を招くほか、微細析出物が多くなりすぎて、冷延後の回復・再結晶を抑制し、延性（伸び）を低下させる。よって、これらの元素は合計量で0.01〜1.0％、好ましくは0.010 〜0.20％の範囲で含有させる。
【００２７】
Cu、Ni：合計で3.0 ％以下
Cu、Niはマルテンサイトなどの第２相を形成し、鋼を高強度化するのに有用な元素であり、必要に応じて添加する。しかしながら、合計量で3.0 ％を超えて含有すると、コスト高となるだけでなく、降伏点を低下させるので、高降伏比が求められるときには不利となる。このため、Cu、Niの含有量は合計で3.0 ％以下の範囲で含有させる。なお、好ましい含有範囲は、合計量で0.010 〜3.0 ％の範囲である。
【００２８】
Ca、REM ：合計で0.001 〜0.01％
Ca、REM は、介在物および硫化物の形態を制御し、穴拡げ性を改善する効果を有するので、合計で0.001 ％以上含有させるのが好ましい。しかし、合計で0.01％を超えて含有しても効果が飽和しコスト高を招く。このため、CaおよびREM の含有量は合計で0.001 〜0.01％とする。なお、より好ましい含有範囲は、合計量で0.002 〜0.005 ％である。
【００２９】
フェライト相：面積率で50％以上
本発明は高度な加工性が要求される自動車用鋼板を対象としており、フェライト相が面積率で50％未満では必要な延性、伸びフランジ性を確保することが困難となる。なお、さらに良好な延性が要求される場合には、面積率で75％以上のフェライト分率とすることが望ましい。フェライトとしては、いわゆるフェライトのみでなく、炭化物の析出を含まないベイニティックフェライト、アシキュラーフェライトも含むものとする。
フェライト相の観察方法および評価方法は、鋼板の断面が観察面になるように樹脂に埋め込み「純水100 mlに対してピロ亜硫酸ナトリウム１ｇを添加した水溶液」と「エタノール100 mlに対してピクリン酸４ｇを添加した液」を１：１の割合で混合した液中に、室温で120 秒間浸漬してエッチングし、フェライト相（黒色部）と第２相（白色部）とに分離し、倍率1000倍の画像解析装置にて、フェライトの面積率を求めた。
【００３０】
フェライト相の平均結晶粒径：10μｍ(0.01mm)以下
焼鈍でα＋γの２相域に加熱した際に、フェライト粒径が10μｍ超の大きさでは、フェライト粒界から生成するオーステナイト粒は自ずと大きくなってしまう。当然、この大きなオーステナイト粒は冷却中に比較的大きなマルテンサイトやベーナイトなどの第２相に変態し、割れの起点となって穴拡げ性を低下させてしまう。よって、本発明では、第２相を微細化し、穴拡げ性の向上をはかるためにフェライト粒径を10μｍ以下とした。
ここで、平均結晶粒径は断面組織写真からＡＳＴＭに規定された求積法により算出した値と、同じく切断法により求めた公称粒径（例えば、梅本ら：熱処理24（1984）334 に解説あり）のより大きい方を採用する。また、本発明では第２相の種類（マルテンサイト、ベーナイト、パーライト、セメンタイトなど）については特に限定する必要がない。
【００３１】
バンド状組織：Ｔｂ／Ｔ≦0.005 の厚み
バンド状組織は、Ｃ、Mn量の多い鋼において、主にスラブの冷却段階で結晶粒界に沿って凝集したＣ、Mnの濃化層が、熱延時あるいはその後の冷却時に引き延ばされて、圧延方向、板幅方向に列状、層状をなして形成した第２相群からなるものである。これらバンド状組織の平均厚みＴｂと板厚Ｔの比Ｔｂ／Ｔを0.005以下とする理由は、本発明のようにMn含有量が多い場合、熱延板の組織中にＣ、Mnを主成分とするバンド状の第２相組織が厚くなり、フェライト素地中に硬質なマルテンサイトを均一に分散させた高強度鋼板を製造しにくくなるからである。よって、効率よく高強度鋼板を製造するためには、バンド状の第２相中に濃化しているＣ、Mnを分散しておく必要があり、その目安となるのがバンド状組織の平均厚みＴｂと板厚Ｔの比であり、Ｔｂ／Ｔ≦0.005 であれば良好な結果が得られるからである。
バンド状組織の平均厚み：Ｔｂは、鋼板の断面が観察面になるように樹脂に埋め込み、３％ナイタール液中に室温で１５秒間浸漬してエッチングし、倍率1000倍の画像解析装置にて、列状、層状の第２相組織２０点についてそれぞれの厚みを測定し、２０点の平均値から求めた。
【００３２】
次に、本発明における製造条件について述べる。
以上に述べた成分組成からなる鋼スラブを常法にしたがい熱間圧延し、750 〜450 ℃で巻き取る。巻取温度が450 ℃未満では、TiＣ, NbＣなどの炭化物が生成しにくく、強度不足になりやすい。また、鋼板の表面直下に内部酸化層を形成しにくく、鋼板表面でのMn濃化を抑制できなくなるからである。一方、750 ℃を超えて巻き取ると、スケール厚みが厚くなり酸洗効率が悪くなる他、コイル長手方向の先端部、中央部、後端部、およびコイル幅方向のエッジ部、中央部の間で材質変動が大きくなるからである。なお、好ましい巻取温度は700 〜550 ℃である。
【００３３】
この熱延板を必要により酸洗して脱スケールを行い、熱延のまま、或いはさらに冷間圧延した後、連続溶融亜鉛めっきラインにて750 ℃以上に加熱、冷却し、冷却途中で溶融亜鉛めっきを行う。
また、２回の加熱を行う場合には、先ずはじめに連続焼鈍設備等で750 ℃以上に加熱（１回目加熱）、冷却したのち、次に連続溶融亜鉛めっきラインにて700℃以上に加熱（２回目加熱）、冷却し、冷却途中、好ましくは600 〜 420℃で溶融亜鉛めっきを行う。
【００３４】
めっき前に、一旦、750 ℃以上の温度域（好ましくは、750 〜900 ℃）に加熱して冷却することによって、バンド状組織中に濃化しているMn等を分散させ、効率よくフェライト＋マルテンサイトの複合組織を形成させて、加工性の向上をはかることが可能になる。すなわち、本発明のようにMn含有量が多い場合、熱延板中にはバンド状をなした第２相組織が形成されやすく、γ相中のMn等の濃度が低下して複合組織形成に不利になる。そこで、このバンド状組織の厚みを薄くし、細かく分散させておけば、連続溶融亜鉛めっきラインのめっき過程、あるいはさらに合金化処理過程などで500 ℃近傍に保持された場合に、γ相中のMn等の濃化量が増すので、フェライト素地中にマルテンサイト相を好適に分散させることが可能になるのである。
【００３５】
また、２回の加熱を行う場合の２回目加熱は700 ℃以上で行う。２回目加熱は必然的に連続溶融亜鉛めっきラインで行うことになる。２回目加熱温度が700 ℃に満たないと、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて鋼板表面が還元されず、めっき不良を生じやすくなる。この２回目加熱温度は、好ましくは750 〜800 ℃の範囲がよい。なお、２回の加熱を行う場合には、１回目加熱で生成したMn等の表面濃化層を除去し、その後のめっき性を高めるために酸洗するのが望ましい。
以上の加熱工程を経てから、溶融亜鉛めっきを行い、場合によっては、溶融亜鉛めっきを行った後、引き続き合金化処理を行ってもよい。
【００３６】
実施例１
表１に示す化学組成で、厚さ300 ｍｍの連続鋳造スラブを、1200℃に加熱し、３パスの粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ2.5 ｍｍの熱延板として巻き取った。酸洗後、熱延板のまま、または熱延板をさらに板厚1.2 ｍｍに冷延後、 (1)連続焼鈍ラインでの１回目加熱−酸洗−連続溶融亜鉛めっきラインでの２回目加熱−亜鉛めっき、または (2)連続溶融亜鉛めっきラインでの加熱−亜鉛めっき、の工程でめっきし、さらに一部分から採取したサンプルについては合金化処理した。これらの製造条件を表２および表３に示す。
【００３７】
【表１】
0003698046.tif 000002
【００３８】
なお、加熱後のＣＧＬ条件としては、加熱〜めっきまでの鋼板の平均冷却速度を10℃／ｓとし、めっき浴（浴組成：0.15％Al−Zn、浴温： 470℃）に浸漬（浸漬時間：１秒間）したのち、ガスワイピングにより６０ｇ／ｍ２の目付量に調整した。その後、490 ℃まで加熱し、２０秒間保持したのち、平均冷却速度を20℃／ｓで200 ℃まで冷却した。
得られた鋼板を供試材として、機械的特性、めっき性、スポット溶接性などについて調査した。その結果を表２および表３に併せて示す。
【００３９】
ここで、機械的特性、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性は以下の方法で評価した。
・機械的特性（引張試験、穴拡げ試験により調査）
鋼板より圧延直角方向に採取したＪＩＳ  Ｚ  ２２０４に規定の５号試験片を用い、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に規定の方法で降伏強さ（ＹＳ）、引張強さ（ＴＳ）、破断伸び（Ｅｌ）、降伏伸び（ＹＥｌ）を測定した。
伸びフランジ性は、ＪＦＳ  Ｔ  １００１に規定の方法により、穴拡げ率（λ）を測定した。
・めっき性
良好：不めっき欠陥なし
やや良好：不めっき欠陥一部発生
不良：不めっき欠陥多数発生
・合金化処理性
良好：合金化ムラの全くないもの
やや良好：わずかに合金化ムラのあるもの
不良：合金化ムラの著しいもの
・スポット溶接性
スポット溶接は、溶接電極：ドーム型先端径６φ、電極加圧力：3.10 kN 、溶接電流：７kA、加圧時間：25 cyc、セットアップ時間：3 cyc 、溶接時間：13 cyc、保持時間：25 cycの溶接条件で行った。溶接後、ＪＩＳ  Ｚ  ３１３６の引張剪断試験による引張荷重（ＴＳＳ）と、ＪＩＳ  Ｚ  ３１３７の十字型引張試験による引張荷重（ＣＴＳ）を負荷し、板厚1.2 ｍｍの場合の基準引張剪断荷重である8787Ｎ以上で、かつ延性比（ＣＴＳ／ＴＳＳ）が0.25以上のものを「優」、これらに値を満たさないものを「劣」として評価した。
【００４０】
表１〜表３から、発明例は、ＴＳ：590 〜690MPaレベルで、Ｅｌ：25％以上の引張特性を有し、ＴＳ×Ｅｌの値： 15000 MPa・％以上でＴＳ×Ｅｌバランスも良好であり、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性についてもとくに問題がないことがわかった。
【００４１】
【表２】
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【００４２】
【表３】
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【００４３】
実施例２
表４に示す化学組成で、厚さ300 ｍｍの連続鋳造スラブを、1200℃に加熱し、３パスの粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ3.0 ｍｍの熱延板として表５に示す温度で巻き取った。酸洗後、熱延板のまま、または熱延板をさらに板厚1.2 ｍｍに冷延後、 (1)連続焼鈍ラインでの１回目加熱−酸洗−連続溶融亜鉛めっきラインでの２回目加熱−亜鉛めっき、または (2)連続溶融亜鉛めっきラインでの加熱−亜鉛めっき、の工程でめっきし、さらに一部分から採取したサンプルを合金化処理した。これらの製造条件を表５に示す。
なお、加熱後のＣＧＬ条件としては、加熱〜めっきまでの鋼板の平均冷却速度を10℃／ｓとし、めっき浴（浴組成：0.15％Al−Zn、浴温： 470℃）に浸漬（浸漬時間：１秒間）したのち、ガスワイピングにより６０ｇ／ｍ２の目付量に調整した。その後、490 ℃まで加熱し、２０秒間保持したのち、平均冷却速度を20℃／ｓで200 ℃まで冷却した。
得られた鋼板を供試材として、機械的特性、めっき性、スポット溶接性などについて同様にして調査した。その結果を表５に併せて示す。
その結果、発明例は、ＴＳ×Ｅｌバランスが良好であり、高強度であるにもかかわらず、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性について何ら問題がないことがわかった。
【００４４】
【表４】
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【００４５】
【表５】
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【００４６】
実施例３
表６に示す化学組成で、厚さ300 ｍｍの連続鋳造スラブを、1200℃に加熱し、３パスの粗圧延後、７スタンドの仕上げ圧延機で厚さ3.0 ｍｍの熱延板として表７に示す温度で巻き取った。酸洗ののち、板厚1.2 ｍｍに冷延し、連続焼鈍ラインでの１回目加熱−酸洗−連続溶融亜鉛めっきラインでの２回目加熱−亜鉛めっきの工程でめっきし、さらに合金化処理を行った。これらの製造条件を表７に示す。
なお、加熱後のＣＧＬ条件としては、加熱〜めっきまでの鋼板の平均冷却速度を10℃／ｓとし、めっき浴（浴組成：0.15％Al−Zn、浴温： 470℃）に浸漬（浸漬時間：１秒間）したのち、ガスワイピングにより６０ｇ／ｍ２の目付量に調整した。その後、490 ℃まで加熱し、２０秒間保持したのち、平均冷却速度を20℃／ｓで200 ℃まで冷却した。
得られた鋼板を供試材として、機械的特性、めっき性、スポット溶接性などについて同様にして調査した。その結果を表７に併せて示す。
その結果、発明例は、ＴＳ×Ｅｌバランスが良好であり、高強度であるにもかかわらず、めっき性、合金化処理性、スポット溶接性について何ら問題がないことがわかった。
【００４７】
【表６】
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【００４８】
【表７】
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【００４９】
【発明の効果】
以上説明したように本発明によれば、めっき性に何ら問題のない、降伏比が低く、ＴＳ×Ｅｌバランスが良好な高強度溶融亜鉛めっき鋼板（高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を含む）を提供することが可能になる。したがって、この発明は、自動車の軽量化、低燃費化を可能とするので、地球環境の改善にも大きく貢献する。なお、本発明は、めっきなしの熱延鋼板や冷延鋼板、また電気亜鉛めっき鋼板にも適用することができ、同様な効果が期待できる。
【図面の簡単な説明】
【図１】引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、伸び（Ｅｌ）及びめっき性に及ぼす連続溶融亜鉛めっきラインにおける加熱温度の影響を示すグラフである。
【図２】引張強さ（ＴＳ）、降伏強さ（ＹＳ）、伸び（Ｅｌ）及びめっき性に及ぼす巻取温度および２回の加熱有無の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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