(57)【要約】  【課題】量産しても安定して540MPa以上の高強度、高延性、優れた穴拡げ性を示す合金化溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。  【解決手段】C:0.03〜0.10%、Si:0.005〜0.2%、Mn:2.0〜4.0%、P:0.1%以下、S:0.01%以下、sol.Al:0.01〜0.1%、N:0.01%以下、Ti:0.50%以下とNb:0.50%以下の1種または2種を含有する鋼材を、開始温度1050℃〜1300℃、仕上温度800℃〜950℃、巻取温度450〜750℃で熱延し、冷延した後、Ac3変態点〜950℃の温度域に5〜200秒保持する焼鈍を施し、750℃〜600℃の平均冷却速度が1〜50℃/秒で(亜鉛めっき浴温度-20℃)〜(亜鉛めっき浴温度+100℃)の温度域に冷却し、同温度域めっき浴浸漬時を含めて30〜1000秒保持後、合金化処理を430〜600℃で行う。鋼板は、フェライトの面積率が60%以上、残留オーステナイトの面積率が3.0%以下、フェライトの平均粒径が1.0〜6.0μm、フェライト中に粒径が1〜10 nmの析出物を100個/μm2以上含有する。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、Ｃ：０.０３〜０.１０％、Ｓｉ：０.００５〜０.２％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.５０％以下およびＮｂ：０.５０％以下の１種または２種を下記不等式を満たす範囲で含有し、残部がＦｅおよび不純物からなる化学組成を有し、フェライトの面積率が６０％以上、残留オーステナイトの面積率が３.０％以下、フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍ、さらにフェライト中に粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ2以上含有する鋼組織を有し、引張強度が５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
Ｔｉ＋Ｎｂ／２＞０.０５
【請求項２】
前記化学組成が、Ｆｅの一部に代えて、質量％で、さらにＣａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する、請求項１記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
ＪＦＳＴ１００１に規定の方法で測定した穴拡げ率が５０％以上である、請求項１または２に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
引張強度×伸びの値が１２０００ＭＰａ・％以上である、請求項４に記載の合金化溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
下記(Ａ)〜(Ｃ)の工程を備えることを特徴とする、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
(Ａ)請求項１または２に記載の化学組成を有する鋼材に、圧延開始温度：１０５０℃〜１３００℃、仕上温度：８００℃〜９５０℃、巻取温度：４５０〜７５０℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
(Ｂ)前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
(Ｃ)前記冷延鋼板に、７５０℃〜Ａｃ3変態点の温度域を１℃／秒以上で昇温させた後、Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する焼鈍を施した後、得られた冷延焼鈍鋼板を、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１〜５０℃／秒で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］〜［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］の温度域まで冷却し、引き続いて同温度域にめっき浴浸漬時を含めて３０〜１０００秒保持した後、合金化処理を４３０〜６００℃で行う、連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。特に、自動車の車体のようにプレス成形、その中でも、従来困難であった伸びフランジ成形を施す用途に好適な、穴拡げ性に優れた高強度合金化溶融亜鉛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、地球環境保護のため、自動車の燃費向上が求められており、車体の軽量化および乗員の安全性確保のため、引張強度が５４０ＭＰａ以上である高強度鋼板、特に、防錆性を考慮した部材では、高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板へのニーズが高まっている。
【０００３】
しかし、上記用途にとって、高強度であるだけでは不十分であり、プレスや溶接時等、部品成形時に必要な性能を満足する鋼板としなければならない。例えば、部品の成形プロセスを考慮すると、高い延性、優れた穴拡げ性が必要になる。とりわけ、伸びフランジ変形のような局所変形に関しては、金型調整だけでは成形不良を回避できないので、高強度でありながら軟鋼レベルの優れた穴拡げ性を必要とする。
【０００４】
ところで、一般に、高強度鋼板はフェライトを母相とし、マルテンサイトやベイナイトなどの硬質相を利用しているので、フェライトと硬質相の異相界面に延性破壊の起点となるマイクロボイドを生成しやすく、穴拡げ性が不十分であった。そこで、高強度鋼板の穴拡げ性改善に対して、多数の研究開発がなされ、組織制御方法が確立しつつある。
【０００５】
例えば、下記非特許文献１では、フェライトとマルテンサイトの複合組織について、フェライトと硬質相であるマルテンサイトとの強度差が小さくなるほど、穴拡げ性が改善される知見を開示している。
【０００６】
下記非特許文献２では、強度差の原因となる硬質相そのものを利用しない、穴拡げ性に優れたフェライト単相鋼を開示している。
しかし、従来知見の殆どは、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスが考慮されていない。非特許文献１は焼入れ焼戻しプロセスによる冷延鋼板に関するものであり、非特許文献２は析出強化を最大限に活用した熱延鋼板に関するものであった。
【０００７】
合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスは、再結晶温度からの冷却の際に、４００℃以上の溶融亜鉛めっき浴に浸漬し、次いで、合金化を目的として、浸漬後に再加熱するという温度履歴に特徴がある。すなわち、この製造プロセスでは、４００℃以上で冷却が一旦中断されるので、高強度鋼板を製造する場合に、本質的にベイナイト変態が進行しやすいプロセスであるといえる。
【０００８】
ベイナイトが生成すると、粗大なセメンタイトだけでなく、オーステナイト中にＣ（炭素）が濃化されることにより、島状マルテンサイトや塊状オーステナイトを含む組織が得られやすくなる。粗大なセメンタイト、島状マルテンサイト、塊状オーステナイトのいずれも非常に強度の高い硬質相であり、延性が不十分であるので、高強度溶融めっき鋼板の穴拡げ性を改善することは困難であった。
【０００９】
ただし、高度な組織制御、添加成分の最適化によって、穴拡げ性を改善した高強度溶融めっき鋼板の従来技術がある。例えば、特許文献１は、鋼板にＭｏを積極的に添加することによりマルテンサイト単相組織を生成させ、高強度と優れた穴拡げ性を両立させる技術を開示している。しかし、マルテンサイト単相組織とした場合には、延性が不良で、成形不良が起こる。
【００１０】
特許文献２は、鋼板にＮｂ、Ｍｏを積極的に添加することにより、ベイナイトまたはベイニティックフェライト主体の組織を生成させ、高強度と優れた穴拡げ性とを両立させる技術を開示している。しかし、ベイナイトまたはベイニティックフェライト主体の組織にすると、延性が不十分で、成形不良が起こりやすい。
【００１１】
したがって、延性を確保するために、フェライトを主体とする組織の穴拡げ性を改善する技術が必要となる。例えば、特許文献３は、鋼板にＴｉとＮｂを積極的に添加し、二相域で焼鈍し、微細なフェライト主体の組織を生成させ、５００℃〜Ａｃ1点の温度範囲で再焼鈍することにより、合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造プロセスにおいても、硬質な島状マルテンサイト、塊状オーステナイトを分解させて、高強度、高延性、優れた穴拡げ性を兼備する技術を開示している。しかし、二回焼鈍を前提とするので、製造コストが高くなるだけでなく、ＴｉとＮｂを積極的に添加した鋼を二相域焼鈍すると、未再結晶が残存する場合があり、安定して延性を確保するのが困難である。
【００１２】
特許文献４は、鋼板にＭｎ、Ｂを積極的に添加し、Ｂ量を適正に制御することにより、フェライトと硬質なマルテンサイトを含む複合組織であっても、マイクロボイドの発生を抑制し、高強度、高延性、優れた穴拡げ性を兼備する鋼板を開示している。しかし、鋼中Ｂ量の制御は極めて困難であり、複合組織においてＢを添加する場合、Ｂ量によって引張強度が著しく変化するので、成形不良が起こりやすい。
【００１３】
特許文献５は、鋼板にＭｎ、Ｔｉを積極的に添加し、Ｍｎ量とＴｉ量のみならず、Ｃ量を適正に制御することによって、高強度、高延性、優れた穴拡げ性を兼備する鋼板を開示している。しかし、変態組織を積極的に利用した複合組織においては、焼鈍条件、冷却条件による組織変化が著しく、その結果、製造条件によって引張強度のみならず穴拡げ性も著しく変化するので、量産にて安定に高強度、高延性、優れた穴拡げ性を兼備する、すなわち材質安定性に優れる鋼板を提供するのは困難である。
【非特許文献１】ISIJ International, vol.44 (2004), No.3, p.603-609
【非特許文献２】ISIJ International, vol.44 (2004), No.11, p.1945-1951
【特許文献１】特開２００４−３１５８８２号公報
【特許文献２】特開２００３−１９３１９０号公報
【特許文献３】特開２００４−２１１１２６号公報
【特許文献４】特開２００４−２１１１４０号公報
【特許文献５】特開２００５−２２０４１７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１４】
本発明の課題は、従来では困難であった、引張強度が５４０ＭＰａ以上で、穴拡げ性、延性、材質安定性のいずれにも優れる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。
【００１５】
本発明の鋼板においては、穴拡げ性（後述する穴拡げ率＜ＨＥＲ＞）の目標値は５０％以上であり、延性の目標値は引張試験によって得られるＴＳ×ＥＬ値が１２０００ＭＰａ・％以上であり、材質安定性の目標値は引張強度の上下限範囲（ΔＴＳ）が１００ＭＰａ以下である。
【００１６】
本発明の鋼板を、形状や金型の調整を含めて、自動車用補強部材の代表部位であるクロスメンバー等の、より高強度かつ複雑な形状の部品に適用するためには、所望の延性、材質安定性を達成しつつ、引張強度が５９０ＭＰａ以上、穴拡げ性が８０％以上であることが好ましい。形状や金型の調整に頼ることなく、自由度の高い設計のもとで、より高強度かつ複雑な形状のクロスメンバー等を製作するためには、引張強度が５９０ＭＰａ以上、穴拡げ性は８０％以上、ＴＳ×ＥＬ値が１４０００ＭＰａ・％以上、ΔＴＳは６０ＭＰａ以下であることがさらに好ましい。
【課題を解決するための手段】
【００１７】
本発明は、穴拡げ性を劣化させる粗大なセメンタイト、島状マルテンサイト、塊状オーステナイトの生成を抑制しつつ、量産にて安定して性能を維持できるように、化学組成のバランスを図り、それに対する最適な製造条件を適用することで、所望の組織とすることができ、強度レベルを低下させることなく、穴拡げ性、延性、材質安定性に優れる高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られることを見出して完成された。従来、溶融亜鉛めっき製造プロセスではそのような特性を同時に満足する鋼板を提供することは困難であった。
【００１８】
ここに、本発明は次の通りである。
（１）質量％で、Ｃ：０.０３〜０.１０％、Ｓｉ：０.００５〜０.２％、Ｍｎ：２.０〜４.０％、Ｐ：０.１％以下、Ｓ：０.０１％以下、ｓｏｌ.Ａｌ：０.０１〜０.１％、Ｎ：０.０１％以下を含有し、さらに、Ｔｉ：０.５％以下、Ｎｂ：０.５％以下の１種または２種について、下記不等式を満たす範囲で含有し、残部をＦｅおよび不純物とし、フェライトの面積率が６０％以上、残留オーステナイトの面積率が３.０％以下、フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍ、さらにフェライト中に粒径が１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ２以上含有する鋼組織であり、引張強度が５４０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板：
Ｔｉ＋Ｎｂ／２＞０.０５。
【００１９】
（２）前記化学組成が、質量％で、さらにＣａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下およびＺｒ：０.０１％以下からなる群から選ばれた１種または２種以上を含有する。
【００２０】
（３）下記(Ａ)〜(Ｃ)の工程を備えることを特徴とする高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法：
(Ａ)上記(１)または(２)に記載の鋼組成を備える鋼材に、圧延開始温度：１０５０℃〜１３００℃、仕上温度：８００℃〜９５０℃、巻取温度：４５０〜７５０℃の熱間圧延を施して熱延鋼板とする熱間圧延工程；
(Ｂ)前記熱延鋼板に冷間圧延を施して冷延鋼板とする冷間圧延工程；および
(Ｃ)前記冷延鋼板を、７５０℃〜Ａｃ3変態点の温度域を１℃／秒以上で昇温した後、Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する焼鈍を施した後、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１〜５０℃／秒で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］〜［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］の温度域まで冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて３０秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３０〜６００℃で行う連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき工程。
【発明の効果】
【００２１】
本発明により、５４０ＭＰａ以上の強度を有し、穴拡げ性、延性、材質安定性のいずれにも優れた高強度の合金化溶融亜鉛めっき鋼板を量産することができる。さらには、より高強度となる５９０ＭＰａ以上の強度を有し、穴拡げ性、延性、材質安定性がさらに優れる高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板を製造することも可能となる。本発明にかかる合金化溶融亜鉛めっき鋼板は、産業上、特に、自動車分野において、広範に使用可能である。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２２】
本発明にかかる鋼板の鋼組成を上述のように規定した理由について説明する。本明細書において鋼の化学組成を規定する「％」は「質量％」である。
Ｃ：０.０３〜０.１０％
Ｃ（炭素）は鋼の強度を確保するのに必要な元素であるので、その含有量を０.０３％以上とする。しかし、過度の添加は残留オーステナイトの生成に作用し、穴拡げ性を劣化させるため、その含有量を０.１０％以下とする。なお、その含有量が０.０４％未満であり、かつ後述するように、Ｍｎの含有量を２.３％未満では、５９０ＭＰａ以上の引張強度とするのが困難となる。一方、０.０６％を越えると、残留オーステナイト中のＣ量が高くなり、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにできない。このため、好ましくは０.０４〜０.０６％である。
【００２３】
Ｓｉ：０.００５〜０.２０％
Ｓｉは固溶強化にて強度を向上させるとともに、フェライト変態を促進して延性等を向上させる元素であるので、その含有量を０.００５％以上とする。しかし、過度の添加はめっきの濡れ性、密着性を劣化させるため、その含有量を０.２０％以下とする。
【００２４】
Ｍｎ：２.０〜４.０％
Ｍｎは固溶強化にて強度を向上させるとともに、鋼のＡｃ3点を下げ、好適な焼鈍温度範囲を広げる効果も有する元素であるので、その含有量を２.０％以上とする。しかし、過度の添加はフェライト変態を抑制し、延性を劣化させるため、その含有量を４.０％以下とする。なお、前述したように、Ｃの含有量が０.０４％以上であっても、Ｍｎの含有量が２.３％未満であれば、５９０ＭＰａ以上の引張強度とするのが困難となる。このため、好ましくは２.３〜４.０％である。
【００２５】
Ｐ：０.１％以下
Ｐは、一般には不純物として含有される元素であるが、本発明においては、固溶強化元素であり、鋼板の強化に有効であるので、その含有量を０.００５％以上とするのが好ましい。一方、めっきの密着性及び溶接性を劣化させるので、その含有量を０.１％以下とする。
【００２６】
Ｓ：０.０１％以下
Ｓは、鋼に不純物として含有される元素であり、加工性、穴拡げ性、溶接性の観点からは低いほど望ましい。そのため、含有量を０.０１％以下とする。好ましくは０.００５％以下である。
【００２７】
Ａｌ：０.０１〜０.１％
Ａｌは鋼を脱酸させるために添加される元素であり、Ｔｉ等の炭窒化物形成元素の歩留まりを向上させるのに有効に作用する元素であるので、その含有量を０.０１％以上とする。しかし、過度の添加は酸化物系介在物が増加するために表面性状や成形性が劣化するとともに、コスト高ともなるので、その含有量を０.１％以下とする。好ましくは０.０２〜０.０８％である。
【００２８】
Ｎ：０.０１％以下
Ｎは、一般には不可避的に含有される元素であるが、本発明においては、鋼板中にＴｉ系、Ｎｂ系、またはＴｉ−Ｎｂ複合系の窒化物や炭窒化物を形成させて鋼板の強度を上昇させるのに有効であるから、その含有量を０.０００５％以上とすることが好ましい。一方、過度の添加は粗大なＴｉＮを形成させ、穴拡げ性を劣化させるので、その含有量を０.０１％以下とする。
【００２９】
Ｔｉ：０.５０％以下、Ｎｂ：０.５０％以下、Ｔｉ＋Ｎｂ／２≧０.０５％
Ｔｉ、Ｎｂは１種または２種含有され、炭化物、窒化物、または炭窒化物を形成させ、鋼板の高強度化に有効な元素である。また、前述したようなＣ量と、後述するような焼鈍条件とを組み合わせると、フェライト変態を促進する効果を有し、鋼板の延性改善に有効な元素であるとともに、結晶粒径を極度に微細化する効果を有し、残留オーステナイトの生成を抑制し、鋼板の穴拡げ性改善に有効な元素である。このような効果を発現させるためには、少なくとも、Ｔｉ、Ｎｂの１種または２種が含有され、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値で０.０５％以上含有させる。この値は好ましくは、０.１％以上である。
【００３０】
また、Ｃ含有量が本発明の上限以下、Ｔｉ＋Ｎｂ／２の値が本発明の範囲、かつ焼鈍温度が本発明の下限以上であれば、材質安定性が確保される。しかし、過度に添加しても、効果が飽和するとともに、コスト高ともなるので、それぞれの含有量を０.５０％以下とする。
【００３１】
Ｔｉ、Ｎｂは、焼鈍後の冷却時のフェライト変態を著しく促進させるとともに、硬質な変態相生成を抑制し、下式を満たす含有量であれば、さらに好ましいレベルの材質安定性ならび穴拡げ性にできる有効な元素でもあるので、以下に定義されるＰEQ値が０.８を超えることが好ましい。ＰEQはＮとＳに固定されないＴｉとＮｂの合計モル分率(Ａ)とＣのモル分率(Ｂ)の比である。
【００３２】
ＰEQ＝Ａ／Ｂ、
Ａ＝｛(Ｔｉ＋Ｎｂ／２)−(４８／１４)Ｎ−(４８／３２)Ｓ｝／４８、
Ｂ＝Ｃ／１２
Ｃａ：０.０１％以下、Ｍｇ：０.０１％以下、ＲＥＭ：０.０１％以下、Ｚｒ：０.０１％以下
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭ、Ｚｒは、任意添加成分であり、これらの適量添加により、介在物制御、特に微細分散化に寄与し、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにする元素であるので、１種または２種以上を合計量が０.００１％以上となるように添加するのが好ましい。しかし、過度の添加は延性を劣化させるため、含有量の合計量を０.０１％以下とする。
【００３３】
なお、上記した成分以外の残部はＦｅおよび不純物である。
次に、本発明の高強度冷延鋼板の鋼組織の限定理由について説明する。
上記組成を有する本発明の高強度冷延鋼板は、フェライトを主相とし、フェライトを面積率で６０％以上、残留オーステナイトを面積率で３.０％以下、前記フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍ、さらに前記フェライト中に粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ2以上含有する鋼組織を有する。
【００３４】
［フェライトの面積率：６０％以上］
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、フェライトの割合が６０％以上である。フェライトを面積率で６０％以上含むことにより、穴拡げ性と延性を両立した上で、５４０ＭＰａ以上の引張強度を確保することが可能になる。このため、フェライトの面積率を６０％以上とする。
【００３５】
［残留オーステナイトの面積率：３.０％以下（０％の場合も含む）］
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、面積率で評価した分率で、残留オーステナイトの割合が３.０％以下である。残留オーステナイトは、打ち抜き加工、さらには打ち抜き加工後の穴拡げ加工において、加工誘起変態し、極めて硬質なマルテンサイトとなる。硬質なマルテンサイトの生成は歪の集中、マイクロクラック発生に繋がり、局部延性に悪影響を及ぼす。したがって、残留オーステナイトの面積率は穴拡げ性の観点から低いほどが望ましい。このため、残留オーステナイトの面積率を３.０％以下とする。
【００３６】
オーステナイト中のＣ濃度が低ければ、加工誘起変態しても、マルテンサイトの硬さを減じられるので、局部延性に悪影響を及ぼしにくくなるので、穴拡げ性をさらに好ましいレベルとするためには、鋼組成、連続焼鈍の適正化によって、残留オーステナイト中のＣ量を０.６％以下にすることが有利である。この際、残留オーステナイトの面積率が０％の場合、残留オーステナイト中のＣ量を測定できないが、加工誘起変態による硬質なマルテンサイトが生成しないので、穴拡げ性をさらに好ましいレベルとすることができる。
【００３７】
［フェライトの平均粒径：１.０〜６.０μｍ］
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍである。フェライトの平均粒径を６.０μｍ以下にすることにより、穴拡げ性を向上できる。ただし、平均粒径が１.０μｍ未満になると成形性が劣化する。このため、フェライトの平均粒径を１.０〜６.０μｍとする。
【００３８】
［フェライト中の析出物：粒径１〜１０ｎｍを１００個／μｍ2以上を含む］
本発明にかかる鋼板の鋼組織は、フェライトの粒内中に、粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ2以上の密度で含有する。粒径１〜１０ｎｍの析出物が１００個／μｍ2未満では、強化量が小さくなり、所望の強度が得られない。この析出物はＴｉおよび／またはＮｂの炭窒化物であるので、所望のＴｉおよび／またはＮｂを含有させることともに、後述する熱間圧延条件、焼鈍条件を適正に制御しなければならない。
【００３９】
本発明において、フェライトの面積率と平均粒径、残留オーステナイトの面積率、フェライト中の析出物粒径と密度は、以下の本発明の鋼板の製造方法の説明から、当業者であれば、鋼組成、熱間圧延条件、連続焼鈍条件等を適宜調整することで本発明の範囲内とすることができることは容易に理解されよう。
【００４０】
次に、本発明の高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法の限定理由について説明する。
上記した鋼組成を有する溶鋼を転炉、電気炉等の通常公知の溶製方法で溶製し、連続鋳造法でスラブ等の鋼素材とするのが望ましい。なお、連続鋳造法に代えて、造塊法、薄スラブ鋳造法などを採用してもよい。この鋼素材に熱間圧延を施し熱延鋼板とする。熱間圧延は、鋳造された鋼素材を室温まで冷却せず温片のまま加熱炉に装入して加熱した後に圧延する直送圧延、あるいは、わずかの保熱を行った後、直ちに圧延する直接圧延を行うか、あるいは、一旦、鋼素材を冷却した後に再加熱して圧延を行ってもよい。このとき、粗圧延後、仕上圧延前の粗バーに対して、誘導加熱等により全長の温度均一化を図ると、特性変動を抑制することができるので好ましい。
【００４１】
［鋼素材の圧延開始温度：１０５０〜１３００℃］
再加熱する場合には、穴拡げ性を劣化させないためにＴｉＣやＮｂＣを再固溶させる必要がある。このような効果は、本発明では、１０５０℃以上に加熱することで認められるが、１３００℃超に加熱した場合、効果が飽和するだけでなく、スケールロスが増加する。このため、鋼素材の再加熱温度は１０５０℃〜１３００℃とする。換言すれば、熱間圧延の開始温度は１０５０℃〜１３００℃である。
【００４２】
また、再加熱により前記再固溶を確実に行うためには、この加熱時間を１０分以上とすることが好ましく、過度のスケールロスを抑制するために３時間以下とすることが好ましい。さらに好ましくは、３０分間以上、２時間以下である。もちろん、直送圧延または直接圧延を行う場合、ＴｉＣ、ＮｂＣが固溶している限り、そのまま圧延を開始すればよいが、その場合にも圧延開始温度としては、好ましくは１０５０〜１３００℃とする。
【００４３】
［仕上温度：８００〜９５０℃］
熱間圧延の仕上温度を８００℃〜９５０℃の範囲とする。仕上温度が８００℃未満では、圧延時の変形抵抗が大きく、操業できない。一方、９５０℃を超えると、析出物が粗大化して連続焼鈍後の強度確保が困難になる。
【００４４】
［巻取温度：４５０〜７５０℃］
巻取温度を４５０〜７５０℃の範囲とする。巻取温度が４５０℃未満では、硬質なベイナイトやマルテンサイトが生成し、その後の冷間圧延が困難となる。また、巻取温度が７５０℃を超えると、析出物が粗大化して、微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後の強度確保が困難になる。好ましくは５５０〜６５０℃である。
【００４５】
熱延鋼板は通常の方法で酸洗を施された後に冷間圧延が行われ、冷延鋼板とされる。連続焼鈍後の鋼板の組織を微細化するためには、冷間圧延の圧下率は３０％以上とするのが好ましい。なお、酸洗の前もしくは後に、０〜５％程度の軽度の圧延を行い、形状を修正すると平坦確保の点で有利となる。また、この軽度の圧延により、酸洗性が向上し、表面濃化元素の除去が促進され、溶融めっきの密着性を向上させる効果がある。
【００４６】
このようにして得られた冷延鋼板は、本発明によれば、７５０℃〜Ａｃ3変態点の温度域を１℃／秒以上で昇温させ、Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域に５〜２００秒保持する焼鈍を施した後、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度が１〜５０℃／秒で、［亜鉛めっき浴温度−２０℃］〜［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］の温度域まで冷却した後に溶融亜鉛めっきを施す。Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域で５〜２００秒間の均熱による焼鈍熱処理と溶融亜鉛めっき処理とは連続溶融亜鉛めっきラインで行うことが好ましい。以下、この処理を連続溶融亜鉛めっきラインで行う場合を例にとって説明する。
【００４７】
［７５０℃〜Ａｃ3変態点までの昇温速度：１℃／秒以上］
焼鈍温度にまで加熱するに際して、７５０℃〜Ａｃ3変態点までの昇温速度を１℃／秒以上とする。このときの昇温速度が１℃／秒未満では、昇温中にＭｎ偏析に起因した不均一な粒成長が生じ、均一な組織が得られなくなり、延性が低下する。Ａｃ3変態点より高い温度領域での昇温速度は特に制限されない。好適昇温速度は２〜１０℃／秒である。
【００４８】
本発明では、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に添加しているため、加工フェライトの再結晶は著しく抑制されている。そのため、加熱時にオーステナイト域まで加工歪が残存し、オーステナイトへの相変態が著しく促進される。したがって、以下のような焼鈍条件にて所望の組織が達成される。
【００４９】
［焼鈍温度：Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域］
Ａｃ3変態点〜９５０℃の温度域で焼鈍を施す。焼鈍温度がＡｃ3変態点未満では、未再結晶が残存し、均一な組織が得られなくなり、延性が低下するとともに、材質安定性の確保が困難となる。一方、９５０℃超では析出物が粗大化し、微細な析出物が得られなくなり、連続焼鈍後の強度確保が困難になる。
【００５０】
［焼鈍時間：５〜２００秒］
上記焼鈍温度において５〜２００秒保持することにより焼鈍を施す。この均熱時間が５秒未満では、加工フェライトからオーステナイトへの変態が十分でないため、未再結晶が残存し、均一な組織が得られなくなり、延性、穴拡げ性が低下する。一方、２００秒を越えると、粒成長によって、組織が粗大化し、穴拡げ性が低下する。ただし、生産性の観点からは、１２０秒以内とするのが望ましい。
【００５１】
［７５０℃から６００℃までの平均冷却速度：１〜５０℃／秒］
焼鈍後の冷却については、７５０℃から６００℃までの平均冷却速度を１〜５０℃／秒とする。平均冷却速度を７５０℃から６００℃までの温度域で規定する理由は、Ｔｉおよび／またはＮｂを多量に添加している場合、その温度域にて、オーステナイトがフェライトに変態しやすく、その温度域の冷却速度を制御することで、組織の主相であるフェライトの性状が制御でき、強度、延性を制御できるためである。平均冷却速度が１℃／秒未満では、粒成長によって、組織が粗大化し、穴拡げ性が低下する。一方、５０℃／秒超では、軟質なフェライトが得られなくなるために延性が劣化する。なお、前述したように、ＰEQ値を０.８超とすることにより、このような操業上想定される広い冷却速度範囲で熱処理しても、引張強度は変動しにくく、良好な材質安定性が確保される。
【００５２】
［冷却停止温度：（亜鉛めっき浴温度−２０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋１００℃）］
本発明では、冷却停止温度を［亜鉛めっき浴温度−２０℃］から［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］までの温度域とする。冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度−２０℃］未満では、めっき浴進入時の抜熱が大きく、操業できない。一方、冷却停止温度が［亜鉛めっき浴温度＋１００℃］より高いと、操業が難しいとともに、粗大なセメンタイトが生成し、穴拡げ性が低下する。なお、溶融亜鉛めっきでは、常法に従って、４１０℃以上、４９０℃以下の溶融亜鉛めっき浴中に焼鈍した熱延鋼板を浸漬する。
【００５３】
［（亜鉛めっき浴温度−２０℃）〜（亜鉛めっき浴温度＋１００℃）の保持時間：３０〜１０００秒、ただし、めっき浸漬時も含める］
上記温度域で冷却停止後、引き続いて同じ温度域に、めっき浸漬時間を含めて、３０〜１０００秒間保持する。保持時間が３０秒未満では、オーステナイトが十分に分解せず、残留オーステナイトが生成し、穴拡げ性が劣化する。一方、保持時間が１０００秒を越えると、粗大なセメンタイトが生成し、穴拡げ性が劣化する。ただし、生産性の観点からは、３００秒以内とするのが望ましい。
【００５４】
［合金化処理温度：４３０〜６００℃］
本発明では、めっき浴浸漬後、４３０〜６００℃にて合金化処理する。合金化処理温度が４３０℃未満では、合金化未処理が発生し、鋼板の表面性状が劣化する。一方、合金化処理温度が６００℃を超えると、粗大なセメンタイトが生成し、穴拡げ性が劣化する。なお、合金化処理温度を［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上にすると、Ｃの含有量が０.０６％を越える鋼板であっても、オーステナイトの分解が促進し、残留オーステナイト中のＣ量を低くすることができ、穴拡げ性をさらに好ましいレベルにすることができるので、合金化処理温度を４３０〜６００℃かつ［亜鉛めっき浴温度＋４０℃］以上にすることが好ましい。
【００５５】
特に好ましい合金化処理条件は、温度が５００〜５３０℃で処理時間１０〜６０秒である。それにより、合金化度（めっき層のＦｅ含有量）を８〜１３％程度とすることが好ましい。
【００５６】
合金化処理後、さらに調質圧延を伸び率０.０５〜１％の範囲で行うことが好ましい。調質圧延によって降伏点伸びを抑制するとともに、プレス時の焼付け、かじりを防止することができる。
【００５７】
このように、鋼組成の調整、熱間圧延と冷間圧延後の連続焼鈍−合金化溶融亜鉛めっき条件の適正化により、面積率で、フェライトを６０％以上、残留オーステナイトを３.０％以下、フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍ、フェライト中に粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ2以上含有する鋼組織を得ることができ、引張強度５４０ＭＰａ以上と高強度で、穴拡げ性、延性、材質安定性も良好な合金化溶融亜鉛めっき鋼板が得られる。
【００５８】
穴拡げ性については、ＪＦＳＴ１００１に規定の方法で測定した穴拡げ率（ＨＥＲ）が５０％以上である場合を穴拡げ性が良好であるとする。ＨＥＲの値が８０％以上であると穴拡げ性はより良好であり、１００％以上であるとより一層良好である。延性については、引張試験によって得られるＴＳ×ＥＬ値が１２０００ＭＰａ・％以上である場合を延性が良好であるとする。この値が１４０００ＭＰＡ・％以上であると、延性はより良好である。材質安定性は、引張強度の上下限範囲（ΔＴＳ）が１００ＭＰａ以下である場合に良好であるとし、この値が６０ＭＰａ以下である場合をより良好であるとする。
【実施例】
【００５９】
表１に示す化学組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造により２４５ｍｍ厚のスラブとした。得られたスラブを表２に示す条件にて熱間圧延した。得られた熱延鋼板は酸洗し、表２に示す冷圧率で冷間圧延を施し冷延鋼板とした。得られた冷延鋼板に対し、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで表２に示す条件で加熱し、焼鈍を行った。焼鈍温度から冷却停止温度まで表２に示す冷却速度で冷却し、それ以降は、合金化溶融亜鉛めっき処理中の熱履歴を模擬するように、表２に示す時間の冷却停止温度に保持し、想定めっき浴温である４６０℃まで５秒かけて冷却し、４６０℃の温度で１０秒保持し、続いて表２に示す合金化処理温度まで５秒かけて加熱し、表２に示す時間での合金化処理用の熱処理を行って、焼鈍冷延鋼板を作製した。なお、冷却停止温度での保持時間は、冷却停止温度での保持時間、めっき浴温まで冷却する時間、めっき浴温度に保持する時間の合計である。
【００６０】
本例において作製した焼鈍冷延鋼板は、溶融亜鉛めっきが施されていないが、合金化溶融亜鉛めっき鋼板と同じ熱履歴を受けているので、鋼板の組織および機械的性質は、同じ熱履歴を有する合金化溶融亜鉛めっき鋼板と実質的に同一である。
【００６１】
表１に示す化学組成を有する鋼片のＡｃ3変態点を測定するとともに、得られた合金化溶融亜鉛めっき鋼板に対して、Ｘ線回折、ＳＥＭ観察、ＴＥＭ観察により鋼板の組織を解析し、引張試験、穴拡げ試験を実施し、機械特性を評価した。その結果を表３に示す。
【００６２】
［試験方法］
（Ａｃ3変態点の測定）
表１に示す化学組成の鋼の冷延板を用い、１０℃／秒の昇温速度で加熱した際の膨張率変化を解析することによって、各供試鋼のＡｃ3変態点を測定した。
【００６３】
（組織観察）
各焼鈍冷延鋼板から圧延方向および圧延方向と圧延直角方向に試験片を採取し、圧延方向断面の組織、および圧延方向と直角方向の断面の組織を光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡で撮影し、画像解析により各相の分率および各相の粒径を測定した。フェライト粒径の測定は、圧延方向断面および圧延方向と直角方向断面で板厚の全厚について、ＪＩＳＧ０５５２の交差線分法の規定に準拠して測定し、それらの平均値で表した。
【００６４】
（残留オーステナイト面積率およびオーステナイト中のＣ濃度）
各焼鈍冷暗鋼板に０.３ｍｍ分減厚するための化学研磨を施し、化学研磨後の表面に対しＸ線回折を施し、得られたプロファイルを解析し、残留オーステナイト面積率（表中では残留γ面積率）量と残留オーステナイト中のＣ濃度（残留γ中Ｃ量）を算出した。
【００６５】
（析出物の粒径および密度）
析出物粒径と密度の測定は、電子顕微鏡のレプリカ法を採用し、各鋼板試料につき倍率１０万倍で５視野を撮影し、円換算粒径で算出し、そして粒径が１〜１０ｎｍの析出物の全個数を測定し、その個数を撮影視野の面積で割り、密度を算出した。
【００６６】
（機械的性質）
圧延方向に直角方向からＪＩＳ５号引張試験片を採取し、降伏強度（ＹＳ）、引張強度（ＴＳ）、伸び（ＥＬ）を測定した。穴拡げ率（ＨＥＲ）はＪＦＳＴ１００１に規定の方法で測定した。
【００６７】
（材質安定性）
操業する上で連続焼鈍過程における冷却速度を制御するのは困難である。そこで、前述したように得られた冷延鋼板に対し、７００℃まで１０℃／秒の昇温速度で加熱し、７００℃から焼鈍温度まで表２に示す条件で加熱し、表２に示す条件で焼鈍した。焼鈍温度から冷却停止温度まで１℃、５℃、１０℃、５０℃で冷却し、それ以降、合金溶融亜鉛めっき鋼板製造時の熱処理を模擬するように、表２に示す条件で冷却停止温度での保持と合金化熱処理を行って、焼鈍冷延鋼板板を作製した。すなわち、各種供試鋼について、冷却速度だけを変化させた４条件の焼鈍冷延鋼板板を作製し、それらＴＳの最大値と最小値の差をΔＴＳとし、材質安定性の指標とした。
【００６８】
【表１】
2008291314.tif 000002
【００６９】
【表２】
2008291314.tif 000003
【００７０】
【表３】
2008291314.tif 000004
【００７１】
本発明例の鋼板は、面積％でフェライトを６０％以上、残留オーステナイトを３.０％未満含有し、フェライトの平均粒径が１.０〜６.０μｍであり、さらにフェライトが粒径１〜１０ｎｍの析出物を１００個／μｍ2以上含むという組織を有する。その結果、引張強度が５４０ＭＰａ以上の高強度あるにもかかわらず、ＴＳ×ＥＬ値が１２０００ＭＰａ・％以上、ＨＥＲが５０％以上で、穴拡げ性に優れた成形性を有するとともに、材質安定性がΔＴＳで１００ＭＰａ以下となる。
【００７２】
これに対し、比較例の鋼板Ｎｏ.２は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の残留オーステナイト面積率が得られないので、穴拡げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.４は製造条件が本発明の範囲から外れており、均一な組織が得られないので、延性と穴拡げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.５は製造条件が本発明の範囲から外れており、粗大な炭化物が生成するので、穴拡げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.６は製造条件が本発明の範囲から外れており、所望のフェライト面積率が得られないので、延性が悪い。鋼板Ｎｏ.７と２０は、化学成分が本発明の範囲から外れており、所望の強度が得られない。鋼板Ｎｏ.９は、製造条件が本発明の範囲から外れており、均一な組織が得られないので、延性が悪い。
【００７３】
鋼板Ｎｏ.１０は、製造条件が本発明の範囲から外れており、所望のフェライト粒径が得られないので、穴拡げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.１１と１４は、製造条件が本発明の範囲から外れており、所望の微細な析出物が十分得られないので、所望の強度が得られない。鋼板Ｎｏ.１３は、製造条件が本発明の範囲から外れており、均一な組織が十分得られないので、延性と穴拡げ性が悪いだけでなく、焼鈍中の組織が安定しないので、材質安定性も悪い。鋼板Ｎｏ.１７は、製造条件のうちスラブ加熱温度（圧延開始温度）が本発明の範囲から外れており、ＴｉやＮｂを再固溶できないので、穴拡げ性が悪い。鋼板Ｎｏ.１８と２２は、化学組成が本発明の範囲から外れており、所望の残留オーステナイト面積率が得られないので、穴拡げ性が悪いだけでなく、材質安定性も悪い。鋼板Ｎｏ.１９は、化学組成が本発明の範囲から外れており、所望のフェライト面積率が得られないので、延性が悪い。
【００７４】
本発明例のうち、少なくともＭｎ含有量が上述の好ましい範囲にあり、残留オーステナイトを含まないか、あるいは残留オーステナイトの面積率を３.０％以下であって、かつ残留オーステナイト中のＣ濃度が０.６質量％以下である鋼板Ｎｏ.３、８、１２、１５、１６は、引張強度が５９０ＭＰａ以上、ＨＥＲが８０％以上の好ましい高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。さらに、その中でも、ＰEQ値が０.８を超える鋼板Ｎｏ.１２、１５、１６は上記引張強度、穴拡げ性に加えて、ＴＳｘＥＬ値が１４０００ＭＰａ・％、材質安定性はΔＴＳで６０ＭＰａ以下のさらに好ましい高強度合金化溶融亜鉛めっき鋼板となる。