(57)【要約】【課題】深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供する。【解決手段】Ｃ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｐ、Ｓ、Ａｌ、Ｎ、Ｔｉ、Ｎｂ、Ｂを含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳片を熱間圧延し、酸洗、冷間圧延、焼鈍を施し、Ｎｉプレめっきを行い、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を行って、鋼板の表面にＦｅを７〜１５％含有する溶融亜鉛めっき層を有する鋼板を製造するに際し、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜８６０℃とし、仕上げ圧延後０．５秒以内に冷却を開始し、７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却し、巻き取り温度を６５０〜７６０℃として熱間圧延を行うことにより、Ｐ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３である、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．００４０％未満、
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０５〜０．１５％、
Ｓ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｎ：０．０１０%以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有する溶融亜鉛めっき層を有し、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）とＰ（２００）がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３であることを特徴とする、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
質量％で、
Ｃ：０．００４０％未満、
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０５〜０．１５％、
Ｓ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｎ：０．０１０%以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳片を熱間圧延し、更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行い、鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有する溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜８６０℃とし、仕上げ圧延後０．５秒以内に冷却を開始し、８００℃以上８６０℃以下の温度から７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却し、巻き取り温度を６５０〜７６０℃として熱間圧延を行う、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）とＰ（２００）がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３である、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度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】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車部品などに用いられる深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
近年、環境問題への対応のため炭酸ガス排出低減や燃費低減を目的に自動車の軽量化が望まれている。また、衝突安全性向上に対する要求はますます高くなっている。自動車の軽量化や衝突安全性向上のためには鋼材の高強度化が有効な手段である。自動車部品のうち厳しいプレス成形性が要求されるパネル部品には加工性の良好な軟質鋼板が使用されてきたが、近年では特許文献１〜３などに記載されているように深絞り性に優れた平均ｒ値ｒｍ〔ｒｍ＝（ｒＬ＋２×ｒ４５＋ｒＣ）／４…（式１）〕（ただし、式１において、ｒＬ、ｒ４５、ｒＣはそれぞれ圧延方向に平行、４５°、垂直な方向の鋼板のｒ値である。以下、式２においても同様。）の高い高強度冷延鋼板が開発されてきている。パネル部品の中でもサイドフレームアウターのような形状の部品には平均ｒ値が高いことに加えてｒ値の面内異方性（Δｒ値）〔Δｒ値＝（ｒＬ＋ｒＣ）／２−ｒ４５…（式２）〕が小さいことも要求される。これはサイドフレームアウターの各部位においてドアが収まる部位の四隅部分には４５°方向のｒ値が高いことが要求され、ドアのヒンジ取付け部では圧延方向のｒ値が高いことが要求されるためである。このような部品に適用可能な鋼板として、特許文献４には平均ｒ値とｒ値の面内異方性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板及びその製造方法が記載されている。
【０００３】
また、自動車用高強度鋼板は適用される部品によっては耐食性が必要とされ、そのような場合には溶融亜鉛めっき鋼板が適用されている。また、溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理をした（合金化）溶融亜鉛めっき鋼板も適用されている。
【０００４】
溶融亜鉛めっき鋼板は、通常、ゼンジマー法で製造されるが、焼鈍設備とめっき設備が連続化されており、高深絞り性高強度鋼板においては、強度確保のためにＳｉが添加されるが、Ｓｉ含有量が高いとＳｉが鋼板表面に濃縮し酸化するため、溶融亜鉛めっき時に不めっきが発生し易いという問題があった。
【０００５】
一方、特許文献５及び６において、Ｓｉ添加高強度鋼板につき、Ｎｉプレめっき後、４３０〜５００℃まで急速加熱し、亜鉛めっき後に４７０〜５５０℃に加熱して合金化処理を行うという合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法が記載されている。合金化処理時の保持時間が短い場合には最高到達温度が６２０℃程度でも適用可能と考えられる。この方法の場合、原板としてすでに材質を造り込んでいる冷延−焼鈍プロセスで製造した冷延鋼板を使用することが可能であり、最高到達温度が６２０℃程度であることから、原板の加工性をあまり損なわずに合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができると考えられる。また、Ｎｉプレめっきなどの処理により、Ｓｉ含有量が高くても不めっきが生じにくい。
【０００６】
しかしながら、特許文献４に記載されている深絞り用高強度冷延鋼板に特許文献５及び６に記載されている方法で合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造すると合金化処理した硬いめっき層の拘束により板幅方向の変形が抑制されるためにめっき前の冷延鋼板に比べて平均ｒ値とｒ値の面内異方性が劣化するという問題があった。
【０００７】
従って、これらの技術を使って平均ｒ値とｒ値の面内異方性に優れた深絞り用高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることは困難である。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特公平８−３０２１７号公報
【特許文献２】特公平８−２６４１２号公報
【特許文献３】特開２００１−１３１６９５号公報
【特許文献４】特許第４０９４４９８号公報
【特許文献５】特許第２５２６３２０号公報
【特許文献６】特許第２５２６３２２号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、上述したような問題点を解決しようとするものであって、自動車部品などに用いられる深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板及びその製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明者らは、特許文献４に記載された平均ｒ値とｒ値の面内異方性に優れた深絞り用高強度冷延鋼板の技術と特許文献５及び６に記載されたＮｉプレめっき法による溶融亜鉛めっき鋼板を製造する技術をベースとし、実験室で溶解、熱延、冷延、焼鈍、Ｎｉプレめっき、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を行い、所要の強度、延性、平均ｒ値、Δｒ値、めっき性を得るための方法を種々検討した。その結果、成分を特定したうえで、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜８６０℃とし、仕上げ圧延後０．１秒以内に冷却を開始し、８００℃以上８６０℃以下の温度から７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却し、巻き取り温度を６５０〜７６０℃として熱間圧延を行うことで、熱延板の集合組織を制御し、冷間圧延・焼鈍・溶融亜鉛めっき及び合金化処理後の鋼板において平均ｒ値及びｒ値の面内異方性を大幅に向上させることができ、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することができることを見出した。本発明の要旨は、以下のとおりである。
【００１１】
（１）質量％で、
Ｃ：０．００４０％未満、
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０５〜０．１５％、
Ｓ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｎ：０．０１０%以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有する溶融亜鉛めっき層を有し、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）とＰ（２００）がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３であることを特徴とする、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）質量％で、
Ｃ：０．００４０％未満、
Ｓｉ：０．７％以下、
Ｍｎ：１．０〜２．５％、
Ｐ：０．０５〜０．１５％、
Ｓ：０．０２５％以下、
Ａｌ：０．００５〜０．２０％、
Ｎ：０．０１０%以下、
Ｔｉ：０．００５〜０．０２０％、
Ｎｂ：０．００５〜０．０３０％、
Ｂ：０．０００２〜０．００３０％、
を含有し、残部がＦｅ及び不可避的不純物からなる鋳片を熱間圧延し、更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっき後、合金化処理を行い、鋼板の表面に、Ｆｅを７〜１５質量％含有する溶融亜鉛めっき層を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造するに際し、熱間圧延の仕上げ温度を８００〜８６０℃とし、仕上げ圧延後０．５秒以内に冷却を開始し、８００℃以上８６０℃以下の温度から７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却し、巻き取り温度を６５０〜７６０℃として熱間圧延を行う、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）とＰ（２００）がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３である、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができ、産業上の貢献が極めて顕著である。
【発明を実施するための形態】
【００１３】
まず、本発明における深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の成分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。
【００１４】
Ｃ：Ｃは深絞り性を低下させる元素であり、低減させることが望ましい。０．００４０％以上ではＴｉＣやＮｂＣ等の析出物が多量に析出し、Δｒ値が劣化するのみならず、焼鈍時の粒成長性も阻害し、平均ｒ値も低下するため、Ｃの含有量を０．００４０％未満とした。
【００１５】
Ｓｉ：Ｓｉは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。０．７%を超える過剰の添加は熱間圧延で生じるスケールの剥離性や化成処理性を劣化させ、また、フラッシュバット溶接性を劣化させるため、Ｓｉ含有量は０．７%以下とした。
【００１６】
Ｍｎ：Ｍｎは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。また、Ａｒ３変態点を低下させる元素で、その効果を活用し、熱間圧延の仕上げ温度（ＦＴ）を低下させることで、熱延板の粒径を微細でかつファインなフェライト粒にするための不可欠な元素である。１．０%未満ではそれらの効果が発現されず、２．５％を超える過剰の添加は靭性を劣化させる。従って、Ｍｎ含有量は１．０〜２．５％とした。
【００１７】
Ｐ：Ｐは固溶強化により鋼板の強度を増大させるのに有用な元素である。０．０５%未満では４４０ＭＰａ級の強度を得ることが困難であり、０．１５%を超えると粒界に偏析して粒界強度を低下させ、靱性を劣化させる。従って、Ｐ含有量は０．０５〜０．１５％とした。
【００１８】
Ｓ：Ｓは、熱間加工性及び靭性を劣化させる不純物元素であり、低減させることが望ましい。Ｓの含有量の上限は、現状の精錬技術と製造コストを考慮し、０．０２５％に制限した。
【００１９】
Ａｌ：Ａｌは脱酸剤として、またＡｌＮを形成し結晶粒粗大化を抑制する効果がある。また、Ｓｉと同様にフェライト安定化元素であり、Ｓｉの代替として使用することもできる。０．００５％未満ではそれらの効果が発現されず、０．２０％を超えて過剰添加すると靭性が劣化するため、Ａｌの含有量を０．００５〜０．２０％とした。
【００２０】
Ｎ：Ｎは窒化物を形成し結晶粒粗大化を抑制する効果があるが、０．０１０％を超えて添加すると靭性が劣化するため、Ｎ含有量の上限は０．０１０％とした。
【００２１】
Ｔｉ：Ｔｉは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効であり、また、ＴｉＮやＴｉＣを析出することで固溶Ｎや固溶Ｃを低減してｒ値を向上させるのに有効である。０．００５%未満ではそれらの効果が発現されず、０．０２０%を超えて過剰に添加するとＴｉＰを析出しｒ値を低下させたり、ＴｉＮが粗大化し靭性が劣化することがある。したがって、Ｔｉの含有量を０．００５〜０．０２０％とした。
【００２２】
Ｎｂ：Ｎｂは微細な炭窒化物を形成する元素であり、結晶粒の粗大化の抑制に有効であり、また、Ｔｉで固定されずに残った固溶ＣをＮｂＣとして析出させることで固溶Ｃを低減してｒ値を向上させるのに有効である。０．００５%未満ではそれらの効果が発現されず、０．０３０%を超えて過剰に添加すると析出物が粗大化し、靭性が劣化することがある。したがって、Ｎｂの含有量を０．００５〜０．０３０％とした。
【００２３】
Ｂ：Ｂは粒界に偏析し、Ｐ及びＳの粒界偏析を抑制する元素であり、二次加工脆性の改善に有効な元素である。０．０００２％未満ではその効果が発現されず、０．００３０%を超えて過剰に添加すると、粒界に粗大な析出物を生じて、熱間加工性や靭性を損なうことがある。したがって、Ｂの含有量を０．０００２〜０．００３０％とした。
【００２４】
次に、本発明の鋼板の集合組織について説明する。
本発明の合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面のＸ線ランダム強度比Ｐ（２２２）と、鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２００）面のＸ線ランダム強度比Ｐ（２００）との比［Ｐ(２２２)／Ｐ(２００)］がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足することが必要である。ここで、Ｘ線ランダム強度比は、ランダムサンプルの回折強度との比である。Ｐ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足することで合金化溶融亜鉛めっき鋼板において１．７以上の平均ｒ値と−０．３≦Δｒ値≦０．３を得ることができる。
【００２５】
Ｘ線ランダム強度比は、適切なＸ線管球を用いたディフラクトメーター法等を用いて圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線回折強度の測定を行い、ランダムサンプルの回折強度との比較により測定するものとする。Ｘ線回折による測定が困難な場合は、ＥＢＳＤ（Ｅｌｅｃｔｒｏｎ  Ｂａｃｋ Ｓｃａｔｔｅｒｉｎｇ  Ｄｉｆｆｒａｃｔｉｏｎ  Ｐａｔｔｅｒｎ）法を用いて、ピクセルの測定間隔が平均粒径の１／５以下で、結晶粒が５０００個以上測定できる領域で測定し、極点図またはＯＤＦ（Ｏｒｉｅｎｔａｔｉｏｎ  Ｄｉｓｔｒｉｂｕｔｉｏｎ  Ｆｕｎｃｔｉｏｎ）の分布からランダム強度比を測定してもよい。
【００２６】
次に、本発明の鋼板の特性について説明する。
平均ｒ値については自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、１．７以上であることが必要である。１．７未満であればサイドフレームアウターなどの自動車部品への適用が困難である。なお、平均ｒ値は上記式１により求める。
【００２７】
Δｒ値については自動車用鋼板として必要な特性を考慮して、−０．３≦Δｒ値≦０．３であることが必要である。Δｒ＜−０．３またはΔｒ＞０．３であればサイドフレームアウターなどの自動車部品への適用が困難である。なお、Δｒ値は上記式２により求める。
【００２８】
次に製造条件の限定理由について述べる。
本発明においては、上記の成分からなる鋼を常法で溶製し、鋳造する。得られた鋳片を熱間圧延する。更に、酸洗、冷間圧延及び焼鈍を施した後、Ｎｉプレめっきを行い、その後、溶融亜鉛めっき及び合金化処理を行う。
【００２９】
熱間圧延においては、仕上げ温度を８００〜８６０℃とし、仕上げ圧延後０．５秒以内に冷却を開始し、８００℃以上８６０℃以下の温度から７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却し、巻き取り温度を６５０〜７６０℃とする。
【００３０】
本発明の鋼板の板厚の１／４部における圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）とＰ（２００）がＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値≧１．７で、−０．３≦Δｒ値≦０．３を有する、深絞り性に優れた４４０ＭＰａ級高強度溶融亜鉛めっき鋼板を製造するうえで、上記の条件を満たすことは必要不可欠である。
【００３１】
仕上げ温度を８００〜８６０℃とすることで熱延板の組織が微細でかつファインなフェライト粒となり、平均ｒ値の向上とｒ値の面内異方性の低減を両立させることができるが、溶融亜鉛めっき及び合金化処理後の劣化代を考慮すれば十分ではない。仕上げ温度が８００℃未満または８６０℃超であれば熱延板の組織が粗大になったり歪が大きくなったりして、微細でかつファインなフェライト組織は得られない。
【００３２】
仕上げ圧延後０．５秒以内に冷却を開始し、８００℃以上８６０℃以下の温度から７００℃以上７６０℃以下の温度まで２００℃／秒以上の速度で冷却することで熱延板の組織をより細粒化することができ、また、冷間圧延及び焼鈍後の鋼板の平均ｒ値向上およびｒ値の異方性低減に有効な｛１１２｝＜１１０＞及び｛３３２｝＜１１３＞方位を主方位とする熱延板集合組織とすることができる。これにより、冷間圧延及び焼鈍後の冷延鋼板の集合組織をＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、平均ｒ値は高く、かつ、ｒ値の面内異方性は小さい優れた集合組織とすることができる。この冷延鋼板の集合組織は亜鉛めっき及び合金化処理を行っても変化せず、合金化処理後の平均ｒ値とｒ値の面内異方性の劣化代を考慮しても、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の集合組織をＰ(２２２)／Ｐ(２００)≧１７を満足し、かつ、平均ｒ値≧１．７で、−０．３０≦Δｒ値≦０．３０を満たし、平均ｒ値は高く、かつ、ｒ値の面内異方性は小さい優れた集合組織とすることができる。
【００３３】
仕上げ圧延後の冷却開始までの時間が０．５秒を超えたり、冷却開始および冷却後の温度が上記範囲を逸脱したり、冷却速度が２００℃／秒未満である場合には上記の効果は得られない。
【００３４】
巻き取り温度を６５０〜７６０℃とすることで、ＴｉやＮｂの炭窒化物の析出を促進し、固溶Ｃや固溶Ｎを低減することで、ｒ値を向上させることができる。巻き取り温度が６５０℃未満または７６０℃超であればこの効果は得られない。
【００３５】
なお、熱間圧延時の鋳片の加熱温度は上記の仕上げ温度を確保できる範囲で、低い温度にするほうがより良好な平均ｒ値を得られるので望ましい。
【００３６】
冷間圧延の圧延率は、７５〜８３％と高めたほうが、平均ｒ値やΔｒ値をより優れたものにできるので好ましいが、通常用いられる冷延条件であれば本発明の鋼板が得られるので、特に限定する必要はない。
【００３７】
焼鈍条件は再結晶が完了すればよく、特に限定する必要はない。なお、より優れた平均ｒ値の鋼板を得るには焼鈍温度を８００℃以上とすることが望ましい。また、連続焼鈍での炉内通板時の「板絞り」というトラブル発生を防ぐには焼鈍温度を８３０℃以下とすることが望ましい。
【００３８】
焼鈍時に生成したスケールを除去するために焼鈍後に酸洗を行ってもよい。また、焼鈍後に形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。
【００３９】
伸び率が０．６％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が２％を超えると伸びが劣化する。従って、調質圧延を行う場合は伸び率を０．６〜２％とすることが望ましい。
【００４０】
焼鈍した後、Ｎｉをプレめっきする必要がある。Ｎｉプレめっきの方法は電気めっき、浸漬めっき、スプレーめっきのいずれでもよく、めっき量は０．２〜２ｇ／ｍ２程度が望ましい。
【００４１】
Ｎｉをプレめっきした後、２０℃／秒以上の加熱速度で４３０〜４８０℃まで加熱後、亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行い、４７０〜６２０℃で１０〜４０秒の合金化処理を行う。加熱速度が２０℃／秒未満では、合金化促進効果が得られなくなる。加熱温度が４３０℃未満ではめっき時に不めっきを生じやすく、４８０℃を超えるとめっき密着性が劣化する。合金化処理が４７０℃未満では合金化が不十分であり、６２０℃を超えると延性が劣化する。合金化時間については、合金化温度とのバランスで決まるが、１０〜４０秒の範囲が適当である。１０秒未満では合金化が進みにくく、４０秒を超えると延性が劣化する。なお、上記の亜鉛めっき条件及び合金化条件は一例であり、めっき層中にＦｅが７〜１５％含まれる亜鉛めっき層が得られる条件であればよい。
【００４２】
亜鉛めっき及び合金化処理の後は、最終的な形状矯正及び降伏点伸びの消失のために調質圧延を行ってもよい。伸び率が０．６％未満ではその効果が十分でなく、伸び率が１％を超えると伸びが劣化する。従って、調質圧延を行う場合は伸び率を０．６〜１％とすることが望ましい。
【００４３】
次にめっき層について説明する。
スポット溶接性や塗装性を向上させるために本発明では溶融亜鉛めっきを行った後に合金化処理を行う。具体的には溶融亜鉛めっき浴に浸漬した後、合金化処理を施すことで、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。合金化処理後のめっき層中のＦｅ量が７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１５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、合金化処理後のめっき層中Ｆｅ量の範囲は７％以上、１５％以下とする。なお、溶融亜鉛めっき層はＦｅ以外にＮｉプレめっきに由来するＮｉ、溶融亜鉛めっき浴中に含まれているＺｎ、Ａｌ及び不可避的不純物を含有している。
【００４４】
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。本発明の溶融亜鉛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。
【実施例】
【００４５】
以下、実施例により本発明の効果をさらに具体的に説明する。
表１に示す組成の鋼を鋳造し、表２に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行った後、めっき量０．５ｇ／ｍ２のＮｉプレめっきを行い、２０℃／秒の加熱速度で４６０℃まで加熱後、亜鉛めっき浴中で亜鉛めっきを行い、表２に示す条件で合金化加熱処理を行い、調質圧延を１．０％の伸び率で行った。冷間圧延率は８０%、板厚は０．６５ｍｍとした。
【００４６】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の機械的特性、平均ｒ値、Δｒ値、めっき外観、合金化度、めっき密着性を評価した。機械的特性は引張試験を、ＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準拠して行って評価した。引張試験の応力−歪曲線より、降伏応力（ＹＰ）、引張強度（ＴＳ）、全伸び（ＥＬ）を求めた。平均ｒ値及びΔｒは、塑性ひずみ比試験をＪＩＳ  Ｚ  ２２５４に準拠して行って評価した。なお、平均ｒ値及びΔｒ値の測定は冷間圧延及び焼鈍後の冷延鋼板についても行った。めっき外観は目視観察により不めっきの有無を判定した。合金化Ｆｅ％とは、めっき層中のＦｅの質量％を示している。合金化処理を行った合金化溶融亜鉛めっき鋼板では、７〜１５％が合金化がうまく進んだことを示している。めっき密着性は、２５ｍｍカップ絞り試験を行い、テープテストによる黒化度を測定し、黒化度３０％未満を合格とした。表３では合格品を○とし、不合格品を×とした。
【００４７】
得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板の集合組織は、ディフラクトメーター法により板厚の１／４部において圧延面に平行な（２２２）面と（２００）面のＸ線ランダム強度比（ランダムサンプルの回折強度との比）Ｐ（２２２）およびＰ（２００）を測定し、Ｐ（２２２）／Ｐ（２００）の値を算出して評価した。なお、冷延・焼鈍後の冷延鋼板の集合組織についても同様に評価した。
【００４８】
表３にＰ(２２２)／Ｐ(２００)、降伏応力、引張強度、全伸び、平均ｒ値、Δｒ値、めっき外観（不めっき有無）、合金化Ｆｅ％、めっき密着性の評価結果を示す。評価項目については不合格の場合に下線を付けた。Ｎｏ．１〜７は本発明例であり、いずれの特性も合格となり、目標とする特性の鋼板が得られている。一方、成分または製造方法が本発明の範囲外であるのＮｏ．８〜１５は、いずれかの特性が不合格となっている。
【００４９】
本発明例Ｎｏ．１、Ｎｏ．７と比較例Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５は成分及び焼鈍条件、亜鉛めっき条件は同じであるが、熱延条件のみ異なっている例である。Ｎｏ．１４、Ｎｏ．１５では冷延鋼板の平均ｒ値とΔｒ値は良好な特性が得られているが、溶融亜鉛めっき及び合金化処理による劣化により合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値とΔｒ値は冷延鋼板より大幅に低くなっており、目標特性には未達となっている。一方、Ｎｏ．１、Ｎｏ．７では冷延鋼板の平均ｒ値とΔｒ値は格段に良好な特性が得られており、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の平均ｒ値とΔｒ値は冷延鋼板より低くなっているものの、目標特性を達成していることがわかる。
【００５０】
【表１】
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【００５１】
【表２】
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【００５２】
【表３】
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