(57)【要約】【課題】バーリング性に優れ、かつめっき面の表面外観にも優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を提供する。【解決手段】質量％で、Ｃ：０.００５〜０.０８０％、Ｓｉ：０〜０.８０％、Ｍｎ：０.１０〜１.８０％、Ｔｉ：０.０２０〜０.２００％、Ｂ：０.０００５〜０.０１０％、Ｐ：０.００５〜０.０５０％、Ｓ：０.０００５〜０.０２０％、Ｎｂ：０〜０.１００％、Ｖ：０〜０.１００％、Ａｌ：０.０１０〜０.１００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物、（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）が０.４０〜２.００である化学組成を有し、ベイニティックフェライト相を有し、セメンタイトの面積率が３％以下であり、転位密度が１×１０14ｃｍ／ｃｍ3以下である基材鋼板の表面に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有し、圧延直角方向の引張強さが４００ＭＰａ以上である高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.００５〜０.０８０％、Ｓｉ：０〜０.８０％、Ｍｎ：０.１０〜１.８０％、Ｔｉ：０.０２０〜０.２００％、Ｂ：０.０００５〜０.０１０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００である化学組成を有し、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライトとフェライト双方の組織を主相とし、セメンタイトの面積率が３％以下である金属組織を有する基材鋼板の表面に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有し、圧延直角方向の引張強さＴＳが４００ＭＰａ以上であり、前記引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）の積ＴＳ×λの値が４００００ＭＰａ・％以上であるバーリング性に優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）  …（１）
ただし、（１）式右辺の元素記号の箇所にはそれぞれの元素の質量％で表される鋼中含有量の値が代入される。
【請求項２】
基材鋼板の化学組成が、さらに質量％で、Ｐ：０.００５〜０.０５０％、Ｓ：０.０００５〜０.０２０％、Ｎｂ：０〜０.１００％、Ｖ：０〜０.１００％、Ａｌ：０.０１０〜０.１００％の含有量を満たすものである請求項１に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項３】
質量％で、Ｃ：０.００５〜０.０８０％、Ｓｉ：０〜０.８０％、Ｍｎ：０.１０〜１.８０％、Ｔｉ：０.０２０〜０.２００％、Ｂ：０.０００５〜０.０１０％、Ｐ：０.００５〜０.０５０％、Ｓ：０.０００５〜０.０２０％、Ｎｂ：０〜０.１００％、Ｖ：０〜０.１００％、Ａｌ：０.０１０〜０.１００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００である化学組成を有し、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライトとフェライト双方の組織を主相とし、セメンタイトの面積率が３％以下である金属組織を有し、転位密度が１×１０14ｃｍ／ｃｍ3以下である基材鋼板の表面に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有し、圧延直角方向の引張強さが４００ＭＰａ以上であるバーリング性に優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）  …（１）
ただし、（１）式右辺の元素記号の箇所にはそれぞれの元素の質量％で表される鋼中含有量の値が代入される。
【請求項４】
前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層は、質量％で、Ａｌ：３.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｆｅ：０〜２.０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる組成を有する請求項１〜３のいずれか１項に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
【請求項５】
仕上げ圧延出側温度が８３０〜９４０℃となる条件で熱間圧延を施した後、仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が下記（２）式を満足するように冷却し、巻取温度を５００〜６５０℃として熱延鋼板を得る工程、
前記熱延鋼板に酸洗を施す工程、
前記酸洗後に圧下率１.５〜８.０％の軽圧下圧延を施す工程、
前記冷間圧延後に、還元性雰囲気下で５５０〜７５０℃の焼鈍を施したのち溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施す工程、
を有する請求項１〜４のいずれか１項に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｒ≧−６×［Ｔｉ／Ｃ当量比］＋１８  …（２）
ただし、（２）式右辺の［Ｔｉ／Ｃ当量比］の箇所には前記（１）式により定まるＴｉ／Ｃ当量比の値が代入される。
【請求項６】
前記熱延鋼板を得る工程において、平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が、さらに下記（３）式を満たすように冷却する、請求項５に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｒ＜５０  …（３）
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、バーリング性（穴拡げ性）に優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板、およびその製造方法に関する。
【背景技術】
【０００２】
近年、自動車や建材に用いられる鋼板には軽量化および省資源化を目的とした高強度化が求められている。また、これらの用途に用いられる鋼板にはプレス加工、伸びフランジ加工など種々の加工に耐え得る優れた特性が要求される。そのような耐加工成形性を評価する特性として「バーリング性」が挙げられる。バーリング性は打抜き加工等により形成された穴がその後の成形過程においてどの程度まで亀裂なく成形可能であるかを示す特性である。
【０００３】
一方、自動車や建材の用途で優れた耐食性を発揮する表面処理として溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきが知られており、近年では従来の溶融亜鉛めっきとともに広く適用されるに至っている。
【０００４】
特許文献１には、バーリング性（穴拡げ性）に優れた高強度鋼板が記載されている。穴拡げ性を向上させるためにはセメンタイトの生成を抑制することが有効である。特許文献１ではオーステナイトフォーマーであるＭｎを低減してα域を広げることによって、熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの冷却中の炭化物（ＴｉＣ）析出を促進させ、それによる析出強化を図るとともに、セメンタイト生成を抑制させ、バーリング性（穴拡げ性）を向上させている（特許文献１の段落０００７）。しかし、本発明者らの検討によれば、特許文献１の手法で得られた熱延鋼板を素材に用いて溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造すると、炭化物（ＴｉＣ）の析出が高温で開始するため粒径が粗大となり、高強度を得ることが容易でないことがわかった。
【０００５】
特許文献２には、熱間圧延、酸洗、軽圧下処理、連続溶融めっきラインでの焼鈍および溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇめっきを順次行う工程において軽圧下処理での圧下率を規定することでめっき表面外観およびバーリング性を両立する溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法が開示されている。しかしながら、熱間圧延工程での仕上げ圧延完了から巻取りまでの冷却速度が過剰に低下するとセメンタイト量の増加によりバーリング性が低下するという問題があった。一方、冷却速度が過剰に増加した場合、転位密度の増加に伴うＴＳの増加によりバーリング性が低下する場合があることが明らかとなった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００６】
【特許文献１】特開平１０−２８７９４９号公報
【特許文献２】特開２０１６−１６０４９９公報
【非特許文献】
【０００７】
【非特許文献１】中島孝一、外４名、「Ｘ線回折を利用した転位密度の評価法」、材料とプロセス（一般社団法人日本鉄鋼協会）、Ｖｏｌ.１７（２００４）、ｐ.３９６−３９９
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明は、高強度であり、安定して優れたバーリング性を呈し、かつめっきの表面外観にも優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板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】
【０００９】
上記目的を達成するために、本明細書では以下の発明を開示する。
［１］質量％で、Ｃ：０.００５〜０.０８０％、Ｓｉ：０〜０.８０％、Ｍｎ：０.１０〜１.８０％、Ｔｉ：０.０２０〜０.２００％、Ｂ：０.０００５〜０.０１０％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００である化学組成を有し、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライトとフェライト双方の組織を主相とし、セメンタイトの面積率が３％以下である金属組織を有する基材鋼板の表面に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有し、圧延直角方向の引張強さが４００ＭＰａ以上であり、前記引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）の積ＴＳ×λの値が４００００ＭＰａ・％以上であるバーリング性に優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）  …（１）
ただし、（１）式右辺の元素記号の箇所にはそれぞれの元素の質量％で表される鋼中含有量の値が代入される。
［２］基材鋼板の化学組成が、さらに質量％で、Ｐ：０.００５〜０.０５０％、Ｓ：０.０００５〜０.０２０％、Ｎｂ：０〜０.１００％、Ｖ：０〜０.１００％、Ａｌ：０.０１０〜０.１００％の含有量を満たすものである上記［１］に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
［３］質量％で、Ｃ：０.００５〜０.０８０％、Ｓｉ：０〜０.８０％、Ｍｎ：０.１０〜１.８０％、Ｔｉ：０.０２０〜０.２００％、Ｂ：０.０００５〜０.０１０％、Ｐ：０.００５〜０.０５０％、Ｓ：０.０００５〜０.０２０％、Ｎｂ：０〜０.１００％、Ｖ：０〜０.１００％、Ａｌ：０.０１０〜０.１００％、残部Ｆｅおよび不可避的不純物からなり、下記（１）式で定義されるＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００である化学組成を有し、ベイニティックフェライト単相またはベイニティックフェライトとフェライト双方の組織を主相とし、セメンタイトの面積率が３％以下である金属組織を有し、転位密度が１×１０14ｃｍ／ｃｍ3以下である基材鋼板の表面に、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層を有し、圧延直角方向の引張強さが４００ＭＰａ以上であるバーリング性に優れる高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）  …（１）
ただし、（１）式右辺の元素記号の箇所にはそれぞれの元素の質量％で表される鋼中含有量の値が代入される。
［４］前記溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき層は、質量％で、Ａｌ：３.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｆｅ：０〜２.０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる組成を有する上記［１］〜［３］のいずれかに記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板。
［５］仕上げ圧延出側温度が８３０〜９４０℃となる条件で熱間圧延を施した後、仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が下記（２）式を満足するように冷却し、巻取温度を５００〜６５０℃として熱延鋼板を得る工程、
前記熱延鋼板に酸洗を施す工程、
前記酸洗後に圧下率１.５〜８.０％の軽圧下圧延を施す工程、
前記冷間圧延後に、還元性雰囲気下で５５０〜７５０℃の焼鈍を施したのち溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施す工程、
を有する上記［１］〜［４］のいずれかに記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｒ≧−６×［Ｔｉ／Ｃ当量比］＋１８  …（２）
ただし、（２）式右辺の［Ｔｉ／Ｃ当量比］の箇所には前記（１）式により定まるＴｉ／Ｃ当量比の値が代入される。
［６］前記熱延鋼板を得る工程において、平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が、さらに下記（３）式を満たすように冷却する、上記［５］に記載の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板の製造方法。
Ｒ＜５０  …（３）
【発明の効果】
【００１０】
本発明によれば、バーリング性が良好で、かつ不めっきなどのめっき欠陥が極めて少ない表面外観に優れた高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板が提供できる。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１】Ｎｏ.８（本発明例）の金属組織を例示するＳＥＭ写真。
【図２】Ｎｏ.１６（比較例）の金属組織を例示するＳＥＭ写真。
【図３】Ｎｏ.２０（比較例）の金属組織を例示するＳＥＭ写真。
【図４】不めっきが存在しないめっき面の外観を例示する写真。
【図５】不めっきが存在するめっき面の外観を例示する写真。
【発明を実施するための形態】
【００１２】
以下、鋼組成およびめっき組成における「％」は特に断らない限り「質量％」を意味する。
【００１３】
〔基材鋼板の鋼組成〕
Ｃは、Ｔｉ系炭化物（主としてＴｉＣ）を形成し、マトリックスであるベイニィティックフェライト相またはそれ以外のフェライト相（以下、これらを単にフェライト相と呼ぶ。）中に微細析出することで、鋼の強度を確保する役割を担う元素である。自動車部材や建材等の用途で部材の軽量化を狙うためには圧延直角方向の引張強さが例えば４００ＭＰａ以上といった強度レベルが望まれる。そのためには、Ｃ含有量を０.００５％以上とする必要があり、０.０１０％以上とすることがより好ましい。ただし、Ｃ含有量が０.０８０％を超えると析出物の粗大化やセメンタイト（Ｆｅ3Ｃ）の形成が生じて、バーリング性が低下しやすくなる。また、後述のＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００となるように、Ｃ含有量を調整する必要がある。
【００１４】
Ｓｉは、固溶強化に有効な元素であり、必要に応じて含有させることができる。例えば０.０５％以上のＳｉ含有量を確保することがより効果的である。ただし、Ｓｉ含有量が多くなると連続溶融めっきラインでの焼鈍時に、鋼板表面に酸化物が形成されやすくなり、めっき性を阻害する要因となる。Ｓｉ含有量は０.８０％以下に制限される。
【００１５】
Ｍｎは、高強度化に有効な元素である。圧延直角方向の引張強さが例えば４００ＭＰａ以上といった強度レベルを得るためにはＭｎ含有量を０.１０％以上とする必要がある。０.４５％以上、あるいは更に０.５５％以上のＭｎ含有量を確保することがより効果的である。また、Ｍｎ含有量を十分に確保することは、Ａ3変態点の過度な上昇を防止する上で有効である。この場合、熱延温度や焼鈍温度を多少高温で行ってもＴｉ系炭化物の粗大化が抑制でき、良好なバーリング性を得るための製造条件の自由度が広がる。ただし、多量にＭｎを含有させると、鋼中でのＭｎの偏析によって、バーリンク性が低下する。種々検討の結果、Ｍｎ含有量は１.８０％以下に制限される。
【００１６】
Ｐは、固溶強化に有効な元素である。また、結晶粒界に偏析して、溶接時の溶融金属脆化割れを抑制するうえでも有効に作用する。これらの作用を十分に得るために、ここでは０.００５％以上のＰ含有量を確保する。ただし、多量にＰを含有させると、偏析が過剰に生じてバーリンク性が低下する。種々検討の結果、Ｐ含有量は０.０５０％以下に制限される。
【００１７】
Ｓは、ＴｉやＭｎと硫化物を形成しやく、これらの硫化物は鋼板のバーリング性を低下させる。種々検討の結果、Ｓは０.０２０％以下とする必要がある。ただし、過剰な脱硫は製鋼負荷を増大させるため、ここでは０.０００５％以上のＳ含有量とすればよい。
【００１８】
Ｔｉは、Ｃと結合して微細なＴｉ系炭化物（主としてＴｉＣ）を形成し、高強度化に寄与する。またＴｉはＮとの親和性が高いので、鋼中のＮをＴｉＮとして固定することにより、添加したＢがＢＮとして消費されることを抑制する上でも有効である。これらの作用を十分得るためには０.０２０％以上のＴｉ含有が必要である。ただし、多量のＴｉ含有は加工性の低下を招く。ここでは、Ｔｉ含有量は０.２００％以下に制限される。また、後述のＴｉ／Ｃ当量比が０.４０〜２.００となるように、Ｔｉ含有量を調整する必要がある。
【００１９】
ＮｂおよびＶは、鋳片加熱および熱間圧延中のオーステナイト結晶粒の粗大化を防止し、冷却後のフェライト結晶粒の微細化に有効な元素である。また、Ｔｉと同様に、Ｃと化合物を形成して強度上昇にも寄与する。このためＮｂ、Ｖの１種以上を必要に応じて含有させることができる。Ｎｂを含有させる場合は、Ｎｂ含有量を０.０１０％以上とすることがより効果的である。Ｖを含有させる場合は、Ｖ含有量を０.０１０％以上とすることがより効果的である。ただし、過剰のＮｂ含有、Ｖ含有はともに不経済となる。ここではＮｂ含有量を０.１００％以下、Ｖ含有量を０.１００％以下にそれぞれ制限する。
【００２０】
Ｂは、鋼のオーステナイト−フェライト変態を抑制させる作用を有する元素である。その作用により、Ｔｉ系炭化物の析出温度が低温化するので、Ｔｉ系炭化物の微細化には極めて有利となる。またＢは、耐溶融金属脆化割れ性の向上にも有効である。種々検討の結果、これらの作用を十分得るために、Ｂ含有量は０.０００５％以上を確保する必要がある。０.００２５％以上とすることがより効果的である。ただし、多量にＢを含有させるとホウ化物の生成によって加工性が劣化する。ここではＢ含有量を０.０１０％以下に制限する。
【００２１】
Ａｌは、製鋼時に脱酸材として添加される。その作用を得るためには０.０１０％以上のＡｌ含有が望まれる。ただし、多量のＡｌ含有は加工性の低下を招く要因となる。Ａｌ含有量は０.１００％以下に制限される。
【００２２】
下記（１）式で定義されるＴｉ／Ｃ当量比は、鋼中に含有されるＴｉとＣのモル比に相当する。
Ｔｉ／Ｃ当量比＝（Ｔｉ／４８）／（Ｃ／１２）  …（１）
ここで、（１）式右辺の元素記号の箇所にはそれぞれの元素の質量％で表される鋼中含有量の値が代入される。
【００２３】
上記のＴｉ／Ｃ当量比はバーリング性や延性に影響する重要な指標である。本発明者らの検討によれば、Ｔｉ／Ｃ当量比が０.４０以上に調整されている鋼を、後述の製造方法に適用することによって、セメンタイトの存在量が非常に少ない（例えば面積率で３.０以下である）鋼板を安定して得ることが可能となることがわかった。セメンタイトの量を安定して低減できることは、バーリング性を安定して改善するために極めて重要である。一方、Ｔｉ／Ｃ当量比が過大になると転位密度の増加により延性が低下するようになる。種々検討の結果、Ｔｉ／Ｃ当量比は２.００以下に制限される。１.５０％以下であることがより好ましい。
【００２４】
〔金属組織〕
本発明に従う溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、基材鋼板のマトリックス（金属素地）がフェライト相からなるものであることが好ましい。ここで、フェライト相は、「ベイニティックフェライト相」および「それ以外のフェライト相」の、双方またはいずれか一方で構成されていればよい。特に、ベイニティックフェライト相は転位密度が低く、バーリング性および延性の向上に有利な相である。従って、フェライト相中には、ベイニティックフェライト相が混在していることがより好ましい。
【００２５】
基材鋼板中のセメンタイトは穴拡げ加工での割れの起点となりやすいので、セメンタイト量は少ないことが望ましい。例えば、セメンタイトの存在量が面積率で３.０％以下である金属組織であることが好ましい。セメンタイトの面積率の測定は、圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）について無作為に設定した視野をＳＥＭ観察することによって定めることができる。その際、観察視野の合計面積は０.０５ｍｍ2以上となるようにする。
【００２６】
〔転位密度〕
発明者らの研究によれば、溶融めっきラインで焼鈍された高強度鋼板のバーリング性（穴拡げ性）を安定して向上させるためには、その鋼板の転位密度を低くコントロールすることが極めて有効であることがわかった。強度レベルが高い溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板であっても、転位密度が低くコントロールされている場合には優れたバーリング性が維持され、引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）の積で表されるＴＳ×λの値が高い「強度−バーリング性バランス」に優れる高強度めっき鋼板を実現することができる。種々検討の結果、Ｘ線回折ピークの半価幅に基づいて定まる転位密度が１×１０14ｃｍ／ｃｍ3以下に低減されているとき、引張強さ４００ＭＰａ以上の高強度を有しながら、ＴＳ×λ値が例えば５５０００ＭＰａ・％以上という優れた「強度−バーリング性バランス」を安定して実現することができる。転位密度の下限は、引張強さ４００ＭＰａ以上の高強度が得られる限り特に制限する必要はないが、例えば１×１０13ｃｍ／ｃｍ3以上において良好な「強度−バーリング性バランス」が得られることを確認している。転位密度は以下の手法により求めることができる。
【００２７】
（転位密度の求め方）
転位密度は、めっき鋼板を構成する基材（めっき層を除いた鋼板部分）について、ディフラクトメーター法によりＸ線回折パターンを測定し、（１１０）面、（２１１）面、および（２２０）面それぞれのＸ線回折ピークの半価幅β（°）を測定することによって求めることができる。具体的には、非特許文献１に示される「Ｗｉｌｌｉａｍｓｏｎ−Ｈａｌｌ法」を利用し、以下のようにして求めることができる。（１１０）面、（２１１）面、および（２２０）面についての回折角θ（°）および半価幅β（°）から、ｓｉｎθ／λ（ｎｍ-1）とβｃｏｓθ／λ（ｎｍ-1）の関係を直交座標にプロットし、それらのプロットを用いて最小二乗法で近似直線を求め、その直線の傾きと切片から下記（５）式に示される歪εおよび結晶子サイズＤ（ｎｍ）を定める。λはＸ線の波長（ｎｍ）である。
βｃｏｓθ／λ＝０.９／Ｄ＋２εｓｉｎθ／λ  …（５）
上記の歪εと、バーガースベクトルｂ（＝２５ｎｍ）を下記（６）式に代入することにより、転位密度ρ（ｎｍ-2＝ｃｍ／ｃｍ3）が求まる。
ρ＝１４.４ε2ｂ-2  …（６）
【００２８】
上記のような金属組織および転位密度は、上述の鋼組成を採用し、かつ後述の製造工程を適用することによって実現することができる。
【００２９】
〔熱間圧延工程〕
一般的な熱間圧延設備を用いて熱延鋼板を製造することができる。まず、上記の化学組成を有する鋼のスラブ（例えば連続鋳造スラブ）をスラブ加熱炉に入れて加熱する。スラブ加熱温度は１１５０〜１３００℃、上記温度範囲での保持時間は６０〜１８０分の範囲で設定すればよい。加熱後のスラブを炉から取り出し、複数パスでの熱間圧延を施す。その際、仕上げ圧延出側温度を８３０〜９４０℃の範囲とする。仕上げ圧延出側温度は、仕上熱間圧延機の最終圧延ロールを出た直後の鋼板表面温度を測定することにより把握できる。上記化学組成の鋼の場合、仕上げ圧延出側温度が８３０℃を下回ると、少なくとも熱延最終パスでは二相温度域での圧延となる。この場合、熱延鋼板のフェライト組織は、結晶粒が不均一に展伸した形態を呈し、バーリング性が低下する。一方、仕上げ圧延出側温度が９４０℃を超えると結晶粒が粗大化しやすく、強度が低下する場合がある。
【００３０】
熱間圧延を施した後、仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が下記（２）式を満たすように冷却する。
Ｒ≧−６×［Ｔｉ／Ｃ当量比］＋１８  …（２）
ここで、（２）式右辺の［Ｔｉ／Ｃ当量比］の箇所には上述の（１）式により定まるＴｉ／Ｃ当量比の値が代入される。
【００３１】
熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの冷却速度は、セメンタイトの生成量に大きく影響する。この冷却速度が遅いほど、仕上げ圧延完了から巻取開始までの間で実際にオーステナイト−フェライト変態が起こる温度は、平衡状態でのオーステナイト−フェライト変態温度（Ａ3点）に近づくので、フェライト相が高温で多量に生じるようになる。Ｃの拡散速度はオーステナイト相中よりもフェライト相中の方が大きいので、高温でフェライト相が多量に生成するほど、セメンタイトの析出が促進される。セメンタイトはバーリング性を低下させる原因となる。
【００３２】
セメンタイトの生成量は、鋼の化学組成にも影響される。具体的には、上述（１）式で表されるＴｉ／Ｃ当量比が小さくなるほど、セメンタイトの生成量は増加するようになる。発明者らの詳細な検討によれば、Ｔｉ／Ｃ当量比に応じて熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度の下限を設定し、その下限以上の平均冷却速度となるように冷却条件をコントロールすることによって、鋼板中のセメンタイト量をバーリング性に問題が生じない範囲（３.０体積％以下）に抑制できることがわかった。その下限値を表す指標が（２）式右辺である。
【００３３】
一方、熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が過大になるとアシキュラーな金属組織となり、転位密度が増大する。その場合、溶融めっきラインでの焼鈍を終えても転位密度が高い組織状態が維持され、これがバーリング性を低下させる要因となりやすいことがわかった。詳細な検討の結果、熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒを５０℃／ｓ未満に管理することによって、基材鋼板の転位密度が１×１０14ｃｍ／ｃｍ3以下である高強度溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得ることができ、転位密度の増加に起因するバーリング性の低下は回避される。従って、引張強さＴＳが４００ＭＰａ以上で、かつ引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）の積で表されるＴＳ×λの値が例えば５５０００ＭＰａ・％以上という、優れた「強度−バーリング性バランス」を安定して実現するためには、熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒ（℃／ｓ）が前記（２）式を満たすことに加え、下記（３）式をも満たすように冷却することが極めて重要となる。
Ｒ＜５０  …（３）
【００３４】
熱間圧延後の巻取温度は、５００〜６５０℃の範囲とする。この巻取温度は微細なＴｉ系炭化物（主としてＴｉＣ）を多量に析出させる上で重要である。コイル状に巻き取られた熱延鋼板が自然に冷却される時間帯を利用して、Ｔｉ系炭化物の微細析出を図るのである。巻取温度が５００℃を下回ると、Ｔｉ系炭化物の析出量が不足して強度向上が不十分となりやすい。５５０℃以上とすることがより好ましい。巻取温度が６５０℃を超えるとＴｉ系炭化物が粗大化してバーリング性の低下を招きやすい。また強度も低下しやすい。
【００３５】
以上のようにして、フェライト相からなるマトリックス中にＴｉ系炭化物が十分に微細分散し、かつセメンタイトが例えば３.０体積％以下と極めて少なく、転位密度が低く抑えられた組織状態を有する熱延鋼板を得ることができる。熱延鋼板の板厚は例えば２.０〜５.０ｍｍの範囲で調整すればよい。
【００３６】
〔酸洗工程〕
上記のようにして得られた熱延鋼板に、常法により酸洗を施し、表面の酸化スケールを除去する。
【００３７】
〔軽圧下圧延工程〕
上記酸洗後の鋼板に、圧延率１.５〜８.０％の軽圧下での冷間圧延を施す。この軽圧下圧延は、板厚減少を主目的とした通常の冷間圧延とは異なり、酸洗後の鋼板表面に存在することがあるスマットと呼ばれる異物を、表面から脱離させることを主目的として行うものである。スマットは酸洗過多となった部位などに生じるとされる微粉末状の黒色物質である。スマットが表面に残存した状態で溶融めっきに供すると、その部分に「不めっき」が生じやすい。従って、特に熱延鋼板をめっき原板に用いて溶融めっき鋼板を製造する際には、スマットに起因した不めっきの発生が問題となりやすい。上記の化学組成を有する熱延鋼板をめっき原板として、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっきを施す場合には、酸洗後に、軽圧下の冷間圧延を施すことによってスマットを効果的に離脱させることができ、不めっきの発生を顕著に抑制できることが確認された。
【００３８】
圧下率が１.５％未満ではスマットに加わる圧力が小さいため、スマットの破砕および鋼板表面からの離脱が十分に起こらない場合があり、スマットに起因した不めっきの発生が効果的に防止できない。圧下率が８.０％を超えると鋼板の加工硬化が生じ、バーリング性が低下する。この軽圧下圧延は酸洗ライン内に設けた調質圧延装置を用いて行ってもよい。通常、１パスでの圧延で十分であるが、複数パスとすることもできる。複数パスの場合は、圧下率１.５〜８.０％の圧下を少なくとも１パス実施し、トータル圧延率を８.０％以下とすることが望ましい。なお、ある圧延パスでの圧下率は下記（４）式によって定まる。
圧下率（％）＝（ｔ0−ｔ1）／ｔ0×１００  …（４）
ここで、ｔ0は当該圧延パス前の板厚（ｍｍ）、ｔ1は当該圧延パス後の板厚（ｍｍ）である。
【００３９】
〔焼鈍および溶融めっき工程〕
上記の軽圧下圧延を終えた熱延鋼板を、還元性雰囲気での焼鈍が可能な焼鈍設備を備える溶融めっきラインに通板して、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を製造する。焼鈍の雰囲気は、水素を含有する還元性雰囲気とすることが好ましい。例えば水素含有量２５〜３５体積％の水素−窒素混合ガスが挙げられる。アンモニア分解ガスを利用してもよい。
【００４０】
焼鈍温度が低すぎると鋼板表面の還元（活性化）が不十分となり、不めっきなどのめっき欠陥が発生しやすい。ここでは焼鈍温度を５５０℃以上とする必要がある。６７０℃を超える高温（例えば６７５℃以上）にすることがより効果的である。ただし、焼鈍温度が高くなるとＴｉ系炭化物が粗大化し、バーリング性および強度が低下するようになる。種々検討の結果、焼鈍温度は７５０℃以下に制限される。焼鈍時間については、鋼板の表面温度が所定の焼鈍温度に到達したのち、直ちに冷却を開始するか、あるいはその温度での保持時間を６０秒以内として冷却を開始すればよい。
【００４１】
上記の還元焼鈍を終えたのち、常法に従い、鋼板表面が大気に触れないようにして溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴に浸漬する手法を適用する。溶融めっき浴は、質量％で、Ａｌ：３.０〜２２.０％、Ｍｇ：０.０５〜１０.０％、Ｓｉ：０〜２.０％、Ｔｉ：０〜０.１０％、Ｂ：０〜０.０５％、Ｆｅ：０〜２.０％、残部Ｚｎおよび不可避的不純物からなる組成範囲で設定することが好ましい。めっき浴組成は、めっき鋼板のめっき組成にほぼそのまま反映される。めっき付着量は鋼板の片面当たり例えば３０〜３００ｇ／ｍ2とすればよい。めっき鋼板の最終板厚は例えば１.９〜４.９ｍｍである。
【実施例】
【００４２】
表１に示す各鋼を溶製し、そのスラブを１２５０℃に加熱した後、表２に示す仕上げ圧延出側温度、平均冷却速度Ｒ、および巻取温度にて熱間圧延し、板厚２.６ｍｍ熱延鋼帯を得た。平均冷却速度Ｒは、仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度を意味する。熱延鋼帯を酸洗した後、その酸洗ラインの後段に設置された調質圧延機にて１パスの軽圧下圧延を表２に示す圧下率にて施した。圧下率０％の表示はこの軽圧下圧延を施していないことを意味する。その後、各鋼帯について、連続溶融めっきラインにて、水素含有量約３０体積％の水素−窒素混合ガス雰囲気中で表２に示す温度での還元焼鈍を行い、平均冷却速度５℃／ｓで約４２０℃まで冷却し、鋼板表面が大気に触れない状態のまま溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき浴中に浸漬したのち引き上げ、ガスワイピング法でめっき付着量を片面当たり９０ｇ／ｍ2に調整して、溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を得た。焼鈍時間（鋼板表面が所定の焼鈍温度に到達した後の保持時間）は約５０秒であった。めっき浴組成は以下の通りとした（各例共通）。
（めっき浴組成）
質量％で、Ａｌ：６.０％、Ｍｇ：３.０％、Ｔｉ：０.００２％、Ｂ：０.０００５％、Ｓｉ：０.０１％、Ｆｅ：０.１％、残部Ｚｎ。
【００４３】
得られた溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板を供試鋼板として、以下のことを調べた。
（セメンタイトの面積率）
供試鋼板から採取したサンプルの圧延方向および板厚方向に平行な断面（Ｌ断面）を研磨したのち、ピクラール試薬にてエッチングし、ＳＥＭにより組織観察を行い、観察像の画像解析によってセメンタイトの面積率を求めた。
【００４４】
（転位密度）
供試鋼板から採取したサンプルを板厚１／４位置まで機械研磨したのち、化学研磨を施して機械研磨による歪の影響がない表面を有する試料を作製した。上記試料の表面についてＸ線回折装置（株式会社リガク製；ＲＩＮＴ２５００）にてＸ線回折パターンを測定し、（１１０）面、（２１１）面、（２２０）面のＸ線回折ピークの半価幅を求めた。測定条件は、Ｃｏ−Ｋα線（λ＝０.１７８８９ｎｍ）、管電圧４０ｋＶ、管電流１００ｍＡ、測定範囲５１〜５４°（（１１０）面）、９８〜１０２°（（２１１）面）、１２２〜１２６°（（２２０）面）とした。上記半価幅の測定データに基づき、前掲の「転位密度の求め方」に従う方法で転位密度を求めた。
【００４５】
図１にＮｏ.８（本発明例）、図２にＮｏ.１６（比較例）、図３にＮｏ.２０（比較例）について上記組織観察のＳＥＭ写真をそれぞれ例示する。図１〜図３の写真は、いずれも横幅（長辺の長さ）が２０μｍに相当する。白く見える粒状の相がセメンタイトである。これらは同一組成の鋼であるが、図１に比べて図２のものは粒状のセメンタイトが目立ち、セメンタイトの面積率が大きい（表３参照）。これは、図２のＮｏ.１６では（２）式を満たさない熱延条件を採用したことによる。また、図１に比べて図３のものはアシキュラーな金属組織となっており、転位密度が高い（表３参照）。これは、図３のＮｏ.２０では熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒが上記（３）式を満たさない熱延条件を採用したことによる。
【００４６】
（引張特性）
試験片の長手方向が圧延直角方向になるように採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、ＪＩＳ  Ｚ２２４１：２０１１に従い引張強さＴＳおよび破断時全伸びＴ.Ｅｌを求めた。
【００４７】
（バーリング性）
供試鋼板から７０×７０ｍｍのサンプルを採取し、このサンプルの中央にポンチとダイスを用いて打抜き穴を開けた。ポンチの直径Ｄ0は１０.０ｍｍ、ダイスはクリアランスが板厚の１２％となるものを選んだ。打ち抜きままの穴に、バリの反対側から頂角６０°のポンチを押し込み、初期穴を拡大した。その際、ポンチの移動速度は１０ｍｍ／ｍｉｎとした。鋼板の穴が拡大して板厚方向に割れが貫通した時点でポンチを止め、穴の内径Ｄbを測定した。そして、（Ｄb−Ｄ0）／Ｄ0×１００で定義される穴拡げ率λ（％）を求めた。前記引張強さＴＳ（ＭＰａ）と穴拡げ率λ（％）の積ＴＳ×λの値が４００００ＭＰａ・％以上であれば、自動車部材や建材等の用途で部材の軽量化を図るうえで極めて有用な強度・バーリング性バランスを有していると評価できる。そこで、ＴＳ×λの値が４００００ＭＰａ・％以上のものを合格と判定した。なかでも、上記引張強さＴＳが４００ＭＰａ以上で、かつＴＳ×λ値が５５０００ＭＰａ・％以上のものは、特に優れた「強度−バーリング性バランス」を有していると評価できる。
【００４８】
（めっき表面外観）
各供試鋼板から採取した切り板から、無作為に２００ｍｍ×２００ｍｍのサンプルを３枚採取した。サンプルの両面を観察し、それぞれのめっき面に「不めっき」が存在するかどうかを調べた。各供試鋼板につき３枚×両面＝計６面のめっき面を調べ、６面のすべてにおいて不めっきが存在しない供試鋼板を○（不めっきなし）、６面のうち１面でも不めっきが存在する供試鋼板を×（不めっきあり）と評価し、○評価のものを合格と判定した。
【００４９】
図４に、不めっきが存在しないＮｏ.４のサンプル表面の外観写真を例示する。図５に、不めっきが存在するＮｏ.３０のサンプル表面の外観写真を例示する。図４、図５の写真はいずれも横幅（長辺長さが）が５０ｍｍに相当する。図５において、破線で示した部分などに「不めっき」が観察される。これらの不めっきは酸洗工程で生成したスマットに起因するものである。
【００５０】
以上の調査結果を表３に示す。各例における転位密度（ｃｍ／ｃｍ3）は、表３の転位密度の欄に記載されている数値に１０13を乗じた値となる。例えばＮｏ.１の転位密度は５.５×１０13ｃｍ／ｃｍ3であり、Ｎｏ.１８の転位密度は１.２×１０14である。
【００５１】
【表１】
2018119207.tif 000003
【００５２】
【表２】
2018119207.tif 000004
【００５３】
【表３】
2018119207.tif 000005
【００５４】
本発明例の溶融Ｚｎ−Ａｌ−Ｍｇ系めっき鋼板は、引張強さ４００ＭＰａ以上の高強度を有し、ＴＳ×λ値で表される「強度−バーリング性バランス」にも優れる。
【００５５】
これに対し、Ｎｏ.１５〜１７は熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒが（２）式を外れて遅いためセメンタイト量が多くなり、ＴＳ×λ値が低かった。Ｎｏ.１８〜２０は仕上げ圧延完了から巻取開始までの平均冷却速度Ｒが大きかったことに起因して、溶融めっき後における基材鋼板の転位密度が高くなった例である。これらの例に見られるように、転位密度が高いと優れた強度−バーリング性バランスを安定して実現することが難しい。Ｎｏ.２１は熱延仕上げ圧延出側温度が高いので結晶粒が粗大化し、強度が低くなった。Ｎｏ.２２は熱延仕上げ圧延出側温度が低いのでフェライト結晶粒が不均一に展伸した組織状態となり、ＴＳ×λ値が低かった。Ｎｏ.２３は熱間圧延後の巻取温度が高いのでＴｉ系炭化物（主としてＴｉＣ）が巻き取られたコイルの降温中に粗大化し、ＴＳ×λ値が低くなった。Ｎｏ.２４は熱間圧延後の巻取温度が低いので巻き取られたコイルの降温中にＴｉ系炭化物の析出量が十分に確保できず、強度が低かった。Ｎｏ.２５はめっきラインでの還元焼鈍温度が高いのでＴｉ系炭化物が粗大化し、ＴＳ×λ値が低くなった。Ｎｏ.２６、２７はＴｉ／Ｃ当量比が低い鋼を使用したため熱延仕上げ圧延完了から巻取開始までの間にセメンタイトの生成量が多くなり、ＴＳ×λ値が低かった。Ｎｏ.２８、２９は酸洗後の軽圧下圧延における圧下率が高いため加工硬化が生じ、ＴＳ×λ値が低くなった。Ｎｏ.３０、３１は酸洗後の軽圧下圧延を行っていないのでスマットに起因する不めっきが発生した。
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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