(57)【要約】【課題】引張り強度が９００ＭＰａ以上の穴拡げ性に優れた鋼板およびその製造方法。【解決手段】質量％で、Ｃ：０．０３〜０．１２％、Ｓｉ：０．００１〜０．８％、Ｍｎ：２．３〜３．３％、Ｐ：０．００１〜０．１％、Ｓ：０．０００１〜０．０１％、Ａｌ：０．００１〜０．２％を含有し、さらに、Ｍｏ：０．１１〜１．０％、Ｔｉ：０．００５〜０．３％を含有し、残部をＦｅおよび不可避的不純物とし、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ穴拡げ率が４５％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％、
Ｍｎ：２．３〜３．３％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．１１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
を含有し、残部をＦｅおよび不可避的不純物とし、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ穴拡げ率が４５％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項２】
さらに、質量％で、
Ｎｉ：０．０１〜２．０％、
Ｃｕ：０．００１〜２．０％、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項３】
さらに、質量％で、
Ｂ：０．０００１〜０．０１％、
Ｎｂ：０．００３〜０．３％、
の１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項４】
さらに、質量％で、
Ｃｒ：０．０１〜２．０％
Ｃｏ：０．０１〜１％、
Ｗ  ：０．０１〜０．３％
の１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜請求項３のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項５】
さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする請求項１〜請求項４のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項６】
さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする請求項１〜請求項５のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【請求項７】
請求項１〜請求項６のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦１０００℃以下まで冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後雰囲気を酸素濃度が５０ｐｐｍ以下、露点を−２０℃以下とし、最高到達温度をＡｃ３  （℃）以上１１００℃以下とする熱処理をした後に、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ穴拡げ率が４５％以上である穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【請求項８】
請求項７に記載の製造方法において、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８０℃にて行うことを特徴とする穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、建材、家電製品、自動車などに適する、穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっきおよび溶融合金化亜鉛めっき高強度鋼板とその製造方法に関する。本発明における亜鉛めっきとは、通常の溶融亜鉛めっきのみならず、合金化溶融亜鉛めっきも含む。めっき層には、純亜鉛の他、Ｆｅ、Ａｌ、Ｍｇ、Ｃｒ、などを含有しても構わない。
【０００２】
【従来の技術】
近年、特に自動車車体において燃費向上や耐久性向上の観点を目的とした加工性の良い高強度鋼板の需要が高まっている。加えて、衝突安全性やキャビンスペースの拡大のニーズから引張り強度にして７８０ＭＰａ級クラス以上の鋼板が、一部レインフォースなどの部材に使用されつつある。
【０００３】
このような高強度材を用いて部材を組みあげる時には、延性、曲げ性、穴拡げ性などの諸特性が重要となるが、引張り強度で５９０ＭＰａ程度までの高強度鋼板においてはこれらに対する対策が講じられている。
【０００４】
たとえば、穴拡げ性については、非特許文献１に開示されているように、主相をベイナイトとして穴拡げ性を向上させ、さらには張り出し成形性についても、第２相に残留オーステナイトを生成させることで現行の残留オーステナイト鋼並の張り出し性を示すことが提案されている。さらには、Ｍｓ温度以下でオーステンパ処理をすることで体積率２〜３％の残留オーステナイトを生成させると、引張り強度×穴拡げ率が最大となることも示されている。しかし、ここに開示されている技術は、５９０ＭＰａ程度の鋼板におけるものであり、９００ＭＰａを超えたものについては単純に成り立たない。
【０００５】
また、高強度材の高延性化を図るために、複合組織を積極的に活用することが一般的である。しかし、第２相にマルテンサイトや残留オーステナイトを活用した場合に、穴拡げ性が著しく低下してしまうという問題がある（例えば、非特許文献２）。また、本文献中には、主相をフェライト、第２相をマルテンサイトととし、両者の硬度差を減少させることで穴拡げ率が向上することが開示されているが、穴拡げ率で７０％未満と、著しく改善されているわけではない。
【０００６】
また、引っ張り強度９００ＭＰａ以上の強度で、溶融亜鉛メッキを施したものとして、いくつかの開示例がある。これらを、以下にあげる。
【０００７】
（１）  特許文献１及び、特許文献２においては、高い強度を得られる技術が開示されているが、複合組織が主体であるために、相間の硬度差が出てしまい、穴拡げ率が３０％以下と低くなっている。
【０００８】
（２）  特許文献３においては、Ｃ濃度を０．１〜０．２％、Ｍｎ濃度を２〜３％とすることで、オーステナイト相を安定化させ、めっきラインで熱処理後、４８０℃〜５６０℃で低温保持することでオーステナイト相を残すことによって強度と加工性を得る方法が開示されている。しかしながら、残留オーステナイト相があるため、不均一な複合組織になりやすく、穴拡げ率は向上しない。
【０００９】
（３）  特許文献４においては、Ｃ：０．０５％、Ｓｉ：０．５５％、Ｍｎ：１．５９％に、Ｍｏ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｎｂ，Ｂ、Ｖ等を微量に添加し、９３％の穴拡げ率を得ているが，Ｍｎが低いため、熱処理時の加熱温度が低い場合や、熱処理後の冷却速度が低い場合等に不均一複合組織になってしまい、安定的に高い穴拡げ性を得ることが困難である。
【００１０】
（４）  特許文献５においては、Ｃ：０．１６％、Ｍｎ：２．３％、Ｔｉ：０．０１％にＮｂ，Ｂを微量に添加した例が開示されており、強度が１１８０ＭＰａ程度を得ているが、複合組織を基本としたものであるため、相間の硬度差のためにその穴拡げ率は、４０％以下にとどまっている。
【００１１】
従って、引っ張り強度において９００ＭＰａ以上の強度を持ち、穴拡げ率において４５％以上の値を持つ、穴拡げ性に優れた溶融亜鉛メッキ鋼板は、存在しない。
【００１２】
【非特許文献１】
ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ  ｖｏｌ．１３  （２０００）  ｐ．３９５
【非特許文献２】
ＣＡＭＰ−ＩＳＩＪ，  ｖｏｌ．１３（２０００），ｐ．３９１
【特許文献１】
特許第２６０７９０６号公報
【特許文献２】
特許第２８６２１８７号公報
【特許文献３】
特開平１−１９８４５９号公報
【特許文献４】
特開２００１−３５５０４３号公報
【特許文献５】
特許第３０３７７６７号公報
【００１３】
【発明が解決しようとする課題】
前述のような問題の原因の一つに、連続溶融亜鉛めっき工程における冷却能力が挙げられる。即ち、同工程においては、一般に鋼板が最高温度に到達した後、０．１℃／秒〜２０℃／秒という、比較的低い冷却速度が採用されているため、組織が不均一になりやすい。その結果穴拡げ性が劣化することになる。さらに、合金化溶融亜鉛めっきを施したような鋼板においては、溶融亜鉛めっき槽に鋼板を浸漬した後に連続的に熱処理を施し、合金化させ、その後連続的に巻き取ることとなるが、この合金化のための熱処理過程において、それまでに造りこまれた鋼板中の組織において、鉄中に過飽和に固溶した炭素が鉄炭化物として析出し、鋼板中に微細に析出させた炭化鉄が粗大化するなどの現象が起こり、組織が変質してしまう。それに伴い、穴拡げ性が著しく劣化してしまうのである。
【００１４】
本発明は、このような従来技術の問題点を解決し、引張り強度が９００ＭＰａ以上で優れた穴拡げ性を有する溶融亜鉛めっき鋼板および合金化溶融亜鉛めっき高強度鋼板、並びにそれらの製造方法を提供することを目的とする。
【００１５】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、種々検討を行った結果、化学成分を限定することで、引張り強度が９００ＭＰａ以上で優れた穴拡げ性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができることを発見した。本発明による高強度鋼板は、〔（穴拡げ試験後の穴の内径／穴拡げ試験前の穴径）−１〕×１００で定義される穴拡げ率が４５％以上を有し、耐食性に優れることはもちろん、溶接熱影響部の軟化を抑制して溶接部の疲労耐久性にも優れる。
【００１６】
本発明は、上記知見に基づいて完成されたもので、その要旨とするところは以下の通りである。
【００１７】
（１）  質量％で、
Ｃ  ：０．０３〜０．１２％、
Ｓｉ：０．００１〜０．８％
Ｍｎ：２．３〜３．３％、
Ｐ：０．００１〜０．１％、
Ｓ：０．０００１〜０．０１％、
Ａｌ：０．００１〜０．２％
を含有し、さらに、
Ｍｏ：０．１１〜１．０％、
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
を含有し、残部をＦｅおよび不可避的不純物とし、引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ穴拡げ率が４５％以上であることを特徴とする穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１８】
（２）  さらに、質量％で、Ｎｉ：０．０１〜２．０％、Ｃｕ：０．００１〜２．０％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００１９】
（３）  さらに、質量％で、Ｂ：０．０００１〜０．０１％、Ｎｂ：０．００３〜０．３％の１種または２種を含有することを特徴とする上記（１）または（２）に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００２０】
（４）  さらに、質量％で、Ｃｒ：０．０１〜２％、Ｃｏ：０．０１〜１％、Ｗ  ：０．０１〜０．３％の１種または２種以上を含有することを特徴とする上記（１）〜（３）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００２１】
（５）  さらに、質量％で、Ｚｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１〜１％含有することを特徴とする上記（１）〜（４）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００２２】
（６）  さらに、質量％で、Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭの１種または２種以上を合計で０．０００１〜０．５％含有することを特徴とする上記（１）〜（５）のいずれか１項に記載の穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板。
【００２３】
（７）  上記（１）〜（６）のいずれか１項に記載の成分からなる鋳造スラブを直接または一旦１０００℃以下まで冷却した後に再度加熱し、熱延後巻取った熱延鋼板を酸洗後冷延し、その後雰囲気を酸素濃度が５０ｐｐｍ以下、露点を−２０℃以下とし、最高到達温度をＡｃ３  （℃）以上１１００℃以下とする熱処理をした後に、０．１〜２０℃／秒の冷却速度で亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持を行うことを特徴とする引張強度が９００ＭＰａ以上であり、且つ穴拡げ率が４５％以上である穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００２４】
（８）  上記（７）に記載の製造方法において、亜鉛めっき浴温度−２０℃〜亜鉛めっき浴温度＋５０℃の温度域に冷却し、引き続いて同温度域でめっき浸漬を含めて１秒〜１０００秒保持後、合金化処理を４３０℃〜５８０℃にて行うことを特徴とする穴拡げ性に優れた溶融亜鉛めっき高強度鋼板の製造方法。
【００２５】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を詳細に説明する。
【００２６】
先ず、本発明における鋼板成分の好適な範囲の限定理由について述べる。
【００２７】
Ｃ：０．０３〜０．１２％
良好な強度−穴拡げ性バランスを確保するための主相および第２相の分率を制御する目的で添加する元素である。素地の微細均一化についても影響を与える。強度および各第２相の面積率を確保するために０．０３質量％（以下、同じ）以上を必要とする。０．１２％を越えると、穴拡げ性が低下するのでこれを上限とする。更に、溶接部の強度が劣化しやすくなる。
０．０４〜０．１０％がより好ましい範囲である。
【００２８】
Ｓｉ：０．００１〜０．８％
Ｓｉは、強度延性バランスを劣化させる比較的粗大な炭化物の生成を抑制する目的で添加する元素であるがめっき性を著しく劣化させるので上限を０．８％とする。また、過剰添加は溶接性に悪影響を及ぼす。表面性状の観点から０．６％を上限とするのが好ましい。一方で、極低Ｓｉ化は製造コストの高騰を招くことから、めっき性を大きくは悪化させない０．００１％以上の添加とすることが望ましい。
【００２９】
Ｍｎ：２．３〜３．３％
Ｍｎは、本発明にとって重要である。即ち、前述した溶融亜鉛めっきラインにおける比較的遅い冷却速度に対してＭｎを所定の範囲に限定することが穴拡げ性の観点で極めて重要であることを見出した。フェライト変態を抑制して、面積率最大の相である主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトとすることで均一組織を得る。さらに、強度低下と穴拡げ性劣化の１つの原因である炭化物析出や、パーライト生成を抑制するため２．３質量％以上とする。好ましくは、２．５％超を下限とする。一方、過剰添加は、マルテンサイト生成を促進したり、偏析などによって延性や穴拡げ性の著しい低下を招くために３．３質量％を上限とした。
【００３０】
Ｐ：０．００１〜０．１％
Ｐは、強化元素である。また、低Ｐ化は穴拡げ性を向上させるが、極低化は経済的にも不利であることから０．００１質量％を下限とした。また、多量添加は、溶接性や鋳造時や熱延時の製造性、さらには穴拡げ性にも悪影響を及ぼすため、０．１％を上限とした。
【００３１】
Ｓ：０．０００１〜０．０１％
Ｓは、低Ｓ化は穴拡げ性向上に有効である。一方、極低Ｓ化は経済的に不利であることから、０．０００１質量％を下限とし、また、０．０１質量％を上限としたのは、これを超える量の添加では、鋼板の穴拡げ性に悪影響を及ぼすためである。より好ましくは、０．００３％を上限とする。
【００３２】
Ａｌ：０．００１〜０．２％
Ａｌは、脱酸元素として有効である。このため、０．００１質量％を下限とした。一方過剰添加は穴拡げ性、溶接性およびめっき濡れ性を損なうため０．２％を上限とした。好ましくは、０．００５〜０．０８％の範囲である。
【００３３】
Ｍｏ：０．１１〜１％
Ｔｉ：０．００５〜０．３％
Ｍｏ、Ｔｉは、本発明にとって極めて重要である。即ち、ＭｏとＴｉを複合添加し、かつＭｎ量を上述のように２．３％以上とすることで初めて良好な穴拡げ性が得られる。Ｍｏの添加量は、０．１１％以上にてその効果が得られる。しかしながら、１％を越えるとコストの上昇が問題となるため、上限は、１．０％とする。Ｍｏは、その他に、焼入れ性を向上させ、かつ、溶接時の熱影響部において軟化を防止する効果も有する。
【００３４】
Ｔｉも上述の観点からその下限を０．００５質量％とする。また、過剰添加は、延性と穴拡げ性の劣化を招くことから、上限を０．３％とする。Ｔｉは、基本的に強度−穴拡げ性バランスを劣化させる炭化物やパーライトの生成を抑制する。また、フェライト変態を抑制して、主相をベイナイトまたはベイニティックフェライトにするのに有効であり、良好な強度−穴拡げ性およびめっき材の溶接性や溶接後の疲労耐久性の極めて良好なバランスを得るために有効である。しかし、Ｔｉだけを添加してもその効果は、本発明の目的に対して充分ではなく、上記の通り、ＭｎとＭｏと同時に添加することが必須である。より好ましくは、Ｍｏ：０．２０以上、Ｔｉ：０．０１５以上とする。ＭｏとＴｉの複合添加の効果をより助長するために、Ｍｏ（質量％）＋１０×Ｔｉ（質量％）≧０．３％とすることが望ましい。
【００３５】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度−穴拡げ性バランスに悪影響を与えずにめっき性を向上させることを目的として、Ｃｕ，Ｎｉを添加することができる。
【００３６】
Ｎｉは、めっき性向上以外には焼き入れ性の向上の目的もあり、０．０１質量％以上とし、２質量％を超えると、加工性、特にマルテンサイト生成に伴う硬度上昇に寄与して悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００３７】
Ｃｕは、めっき性向上以外には強度の向上の目的もあり、０．００１質量％以上の添加とし、２質量％を超えると、加工性および製造性に悪影響を及ぼす。
【００３８】
特にＳｉ量が、０．３％以上添加されている場合には、Ｎｉを０．２％以上、Ｃｕを０．１％以上とすることがめっき性と合金化反応性の観点から望ましい。
【００３９】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度−穴拡げ性バランスのさらなる向上を目的として、Ｎｂ，Ｂを添加することができる。
【００４０】
Ｎｂは、微細な炭化物、窒化物または炭窒化物を形成して、鋼板の強化に極めて有効である。また、フェライト変態を遅滞させ、ベイナイトおよびベイニティックフェライトの生成を助長する。さらには、溶接熱影響部の軟化抑制にも効果的であることから、０．００３質量％以上の添加とし。一方で、過剰添加は、延性や熱間加工性を劣化させることから、上限として０．３質量％とした。
【００４１】
Ｂは、０．０００１質量％以上の添加で粒界の強化や鋼材の高強度化に有効であるが、その添加量が０．０１質量％を超えるとその効果が飽和するばかりでなく、Ｎｂと同様に熱間加工性が低下するため、上限を０．０１質量％とした。
【００４２】
さらには、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｗの１種または２種以上を含有できる。
【００４３】
Ｃｒは、強化および炭化物生成の抑制とベイナイトおよびベイニティックフェライト生成の目的から添加する元素で、０．０１％以上とし、２％を超える量の添加では、加工性やめっき性に悪影響を及ぼすため、これを上限とした。
【００４４】
Ｃｏは、ベイナイト変態制御による強度−穴拡げ性の良好なバランスのため、０．０１質量％以上の添加とした。一方、添加の上限は特に設けないが、高価な元素であるため多量添加は経済性を損なうため、１質量％以下にすることが望ましい。
【００４５】
Ｗは、０．０１質量％以上で強化効果が現れ、０．３質量％を上限としたのは、これを超えると、加工性に悪影響を及ぼすためである。
【００４６】
さらに、本発明が対象とする鋼は、強度と穴拡げ性とのバランスのさらなる向上を目的として強炭化物形成元素であるＺｒ、Ｈｆ、Ｔａ、Ｖの１種または２種以上を合計で０．００１質量％以上添加としてもよい。一方で、延性や熱間加工性の劣化を招くことから、１種または２種以上の合計添加量の上限として１質量％とした。
【００４７】
Ｃａ、Ｍｇ、ＲＥＭは、適量添加により介在物制御、特に微細分散化に寄与することから、１種又は２種以上の合計で０．０００１％以上とし、一方で過剰添加は鋳造性や熱間加工性などの製造性および鋼板製品の延性を低下させるため０．５質量％を上限とした。
【００４８】
不可避的不純物として、例えばＮやＳｎなどがあるがこれら元素を合計で０．２質量％以下の範囲で含有しても本発明の効果を損なうものではない。
【００４９】
次に、基材鋼板の好ましいミクロ組織について述べる。
【００５０】
９００ＭＰａ以上の引張り強度と、優れた穴拡げ性を両立させるためには、主相としてベイナイトまたはベイニティックフェライトが適している。優れた穴拡げ性を得るためには、面積率で８０％以上とする。
【００５１】
また、ここで言うベイナイトはラス境界に炭化物が生成している上部ベイナイトおよびラス内に微細炭化物が生成している下部ベイナイトの双方を含む。また、ベイニティックフェライトは炭化物のないベイナイトを意味し、例えばアシキュラーフェライトがその１例である。
【００５２】
穴拡げ性向上には、炭化物が微細分散している下部ベイナイトもしくは炭化物の無いベイニティックフェライトが主相で、面積率が８５％を超えることが望ましい。
【００５３】
その他残部組織として、フェライト、オーステナイト、マルテンサイト、上部ベイナイトの各組織の１種または２種以上の合計を、面積率として１５％未満含有しても良い。さらには１０％未満が好ましい。特に優れた穴拡げ性を得るためにはオーステナイト及びマルテンサイトは、面積率で５％以下、さらには３％以下とすることが好ましい。また、上記の他にミクロ組織の残部組織として、炭化物、窒化物、硫化物、酸化物、更には、これらの複合化合物を合計で面積率２％以下含有する場合も本発明で用いることができ、これらは主相の面積率に含めた。
【００５４】
なお、上記ミクロ組織の各相、フェライト（ベイニティックフェライト）、ベイナイト、オーステナイト、マルテンサイト、界面酸化相および残部組織の同定、存在位置の観察および面積率の測定は、ナイタール試薬および特開昭５９−２１９４７３号公報に開示された試薬により鋼板圧延方向断面または圧延直角方向断面を腐食して５００倍〜１０００倍の光学顕微鏡観察および１０００〜１０００００倍の電子顕微鏡（走査型および透過型）により定量化が可能である。各２０視野以上の観察を行い、ポイントカウント法や画像解析により各組織の面積率を求める事ができる。
【００５５】
このような組織を有する穴拡げ性に優れた高強度鋼板およびの製造方法について以下に説明する。
【００５６】
熱延後冷延・熱処理して本発明の鋼板を製造する場合には、所定の成分に調整されたスラブを直接もしくは一旦１０００℃以下に冷却した後再加熱して熱延を行う。鋳造ままの鋼片をそのまま加熱して熱延することは加熱原単位の減少になり好ましく、また鋼片を１０００℃以下まで冷却すると最終製品の延性の観点から好ましい。
【００５７】
このときの再加熱温度は１１００℃以上１３００℃以下とすることが望ましい。再加熱温度が高温になると粗粒化や厚い酸化スケールが形成され、一方、低温加熱では圧延時の変形抵抗が高くなってしまう。
【００５８】
また、熱延完了温度は鋼の化学成分によって決まるＡｒ３  変態温度以上で行うのが一般的であるが、Ａｒ３  −１００℃程度の温度までであれば最終的な鋼板の特性を劣化させない。また、冷却後の巻取温度は鋼の化学成分によって決まるベイナイト変態開始温度以上とすることで、冷延時の荷重を必要以上に高めることがさけられるが、冷延の全圧下率が小さい場合にはこの限りでなく、鋼のベイナイト変態温度以下で巻き取られても最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００５９】
また熱延後は、高圧デスケーリング装置や酸洗することなどで表面スケール削除を行うと製品での表面清浄がよくなり、めっきを施す際に有利である。その後、冷延後熱処理し、溶融亜鉛めっきを施すことで最終製品とする。また、後処理として更に電気めっきを施してもよい。また、冷延の全圧下率は、最終板厚と冷延荷重の関係から設定されるが、３０％以上であれば再結晶させるには十分で、最終的な鋼板の特性を劣化させない。
【００６０】
冷延後加熱する際に、最高到達温度が鋼の化学成分によって決まる温度Ａｃ３  温度（例えば「鉄鋼材料学」：Ｗ．Ｃ．Ｌｅｓｌｉｅ著、幸田成康監訳、丸善Ｐ２７３）未満の場合には、加熱時に得られるオーステナイト量が少ないので、最終的な鋼板中に主にベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させることができない。また、最高到達温度が高温となるほど結晶粒の粗大化や表面酸化が促進されるうえ、製造コストの上昇をまねくために、最高到達温度の上限を１１００℃とした。Ａｃ３＋１００（℃）がより好ましい上限である。この温度域での熱処理時間は鋼板の温度均一化とオーステナイトの確保のために１秒以上が必要である。しかし、１０分超では、粒界酸化相生成が促進されるうえ、コストの上昇を招くので１秒〜１０分とすることが好ましい。ここで、加熱時の雰囲気が酸素濃度が５０ｐｐｍ以下で露点が−２０℃以下とした。酸素濃度が５０ｐｐｍを超えたり、露点が−２０℃を超えると、鋼板のめっき性、特に濡れ性が劣化し、不めっきの原因となる。
【００６１】
その後の冷却はオーステナイト相からフェライト相への変態をある程度抑制しつつ、ベイナイトまたはベイニティックフェライトを生成させるのに重要である。この冷却速度を０．１℃／秒未満にすることは、フェライトやパーライトの生成を促進して強度低下を招く懸念があることから、冷却速度の下限を０．１℃／秒とした。一方、冷却速度の上限は高いほうが有利であるが、連続溶融亜鉛めっきライン通板時の緩冷却によっても高い穴拡げ性を確保するのが本発明の目的であるため、あえて上限を２０℃／秒とした。本発明鋼板は、１０℃／秒以下の領域の冷却速度、即ち、従来の鋼板においては強度、及びその穴拡げ性を安定的に確保しにくい冷却速度条件下でも、その目標とする９００ＭＰａ以上の強度及び４５％以上の穴拡げ性を充分に安定的に確保できるのである。更に、この冷却過程において、０．１℃／秒〜２０℃／秒の範囲で単一の冷却速度で目標とする温度まで冷却するのみならず、前記範囲内の冷却速度を複数個組み合わせることにより段階的に冷却速度を変えて目標とする温度まで冷却してもよい。
【００６２】
冷却がめっき浴温度−２０℃未満まで行われると、めっき浴浸入時の抜熱が大きいことなどの操業上の問題がある。また、冷却停止温度がめっき浴＋５０℃を超えると、操業上の問題に加え、その後の保持時に炭化物が生成してしまい、強度低下を招くため、これを上限とした。この温度域での停留時間が長時間になると生産性上好ましくないうえ、炭化物が生成してしまうことから１０００秒以内とすることが望ましい。また、ベイナイト変態を進行させたり、めっき濡れ性を確保するため１秒以上保持し、好ましくは１５秒から１０分保持する。
【００６３】
また、合金化処理を行う場合には、４３０℃以上５８０℃以下とした。合金化処理温度が４３０℃未満であると合金化の進行が遅く、生産性が悪い。また、５８０℃を超えると炭化物析出を伴い、材質劣化する。
【００６４】
本発明で得られる鋼板の引っ張り強度は、９００ＭＰａ以上である。好ましくは、９８０ＭＰａ以上である。上限はとくに限定しないが、１６００ＭＰａ以上とするのは困難であるのでこれを上限とする。穴拡げ性は４５％以上で、好ましくは６０％以上とする。２００％以上とすることは困難なのでこれが実質的な上限である。
【００６５】
また、本発明の鋼は、溶接性にも優れている。溶接方法については、通常行われる溶接方法、たとえばアーク、スポット、ＴＩＧ、ＭＩＧ、マッシュおよびレーザー等の溶接方法に適合する。
【００６６】
【実施例】
本発明になる鋼板について、ミクロ組織観察、鉄鋼連盟規定の穴拡げ試験、ＪＩＳに準拠した引張り試験を行った。
【００６７】
以下、実施例によって本発明をさらに詳細に説明する。
＜実施例１＞
表１、表２（表１のつづき）に示すような組成の鋳造スラブを一端室温まで冷却した後、１２００℃に加熱し、Ａｒ３  変態温度以上である８８０℃〜９１０℃で熱延を完了し、冷却後各鋼の化学成分で決まるベイナイト変態開始温度以上である５５０℃で巻き取った厚さ２．５ｍｍの鋼帯を酸洗後、冷延して１．２ｍｍ厚の鋼板とした。
【００６８】
その後、各鋼の成分（質量％）から下記式にしたがってＡｃ３  変態温度を計算により求めた。
2004244675.tif 000002
Ａｃ３  変態温度から最高到達温度を決めた。各鋼において条件を満たす温度として８７０℃を選択し、各鋼とも最高到達温度は、８７０℃一定とした。昇温、冷却過程は、以下のように行った。即ち、昇温速度１０℃／ｓで（最高到達温度−１１０）（℃）、即ちここでは、７６０℃まで昇温し、次に昇温速度２℃／秒で最高到達温度の８７０℃まで昇温したのち、０．２℃／秒の冷却速度で（最高到達温度−２０）（℃）である温度、即ちここでは、８５０℃まで冷却し、更に６５０℃までを２℃／秒で冷却し、その後冷却速度を１０℃／秒として５００℃まで冷却し、引き続き、冷却速度を２℃／秒として４６０℃まで冷却した。引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき槽に浸漬し、その後３℃／秒の昇温速度で５００℃まで加熱し、３０秒保持して合金化処理を施した後、冷却した。
【００６９】
これらの鋼板からＪＩＳ５号引張り試験片を採取して、機械的性質を測定した。さらに、鉄鋼連盟規格に準拠して穴拡げ試験を行い、穴拡げ率を求めた。各鋼の機械的性質及び穴拡げ性を表３に示す。本発明の要綱を満たす発明鋼は、穴拡げ性（４５％以上）強度（引張り強度で９００ＭＰａ以上）のバランスに優れていることがわかる。本発明鋼において、めっきの密着性などで特に問題は無く、めっき性は良好であるが、Ｎｉ及びＣｕが添加されている鋼種ＡＢ及びＡＣにおいては、めっき外観の仕上がりが更に良好であることが分かった。即ち、これらの添加によって更にめっきの密着性等が向上し、めっき性がより良好になっていることが分かる。
【００７０】
また、比較例である鋼種Ｑにおいては、Ｍｏ，Ｔｉが添加されておらず、他の元素組成は、本発明の範囲であり、穴拡げ性において劣っていることが分かる。即ち本発明におけるＭｏ，Ｔｉの効果を示す例である。鋼種Ｔ及びＵは、本発明鋼であり、強度、穴拡げ性ともに良好であるが、穴拡げ性が他の発明鋼に比較してやや劣る。
【００７１】
鋼種Ｔ及び鋼種Ｕにおいては、Ｍｏ（質量％）＋１０ｘＴｉ（質量％）が各々０．２３（％）、０．２１（％）である。この二鋼種以外の本発明になる鋼において、この量はすべて０．３（％）以上であり、発明実施の形態の項で述べたようにＭｏ（質量％）＋１０ｘＴｉ（質量％）≧０．３（％）が望ましいことが分かる。また、鋼種Ｊ及びＫは、発明鋼であり、各々穴広げ率が７６％、７１％と充分な穴拡げ性を示すが、鋼種Ｔ及びＵを除く本発明鋼と比較するとやや劣っている。これは、鋼種Ｊ及びＫにおいて、Ｎｂ及びＢが添加されていないため、冷却過程において組織に不均一性が生じやすくなっているためである。これは、実用に供するにあたって何の問題も生じせしめることはないが、Ｎｂ及びＢを本発明の組成範囲内で添加することが好ましいことを示すものである。
【００７２】
また、本発明の条件から外れる比較鋼は、すべて穴拡げ性が劣勢である。
【００７３】
【表１】
2004244675.tif 000003
【００７４】
【表２】
2004244675.tif 000004
【００７５】
【表３】
2004244675.tif 000005
【００７６】
＜実施例２＞
表１、表２（表１のつづき）に示した鋼のうち、鋼種Ａ及び鋼種Ｒについて、冷延後の熱処理条件を変化させた。即ち、実施例１における熱処理条件において、最高到達温度及び、冷却過程における（最高到達温度−２０）（℃）から６５０℃までの冷却速度を変化させた。その他の条件は、実施例１における条件と同一とした。（但し、最高到達温度が異なるため、昇温過程において１０℃／秒の加熱速度で昇温する過程の到達温度であるところの（最高到達温度−１１０）（℃）は異なる。）それらの鋼について機械的性質及び穴拡げ性を測定した結果を表４に示す。本発明の条件を満たす発明鋼は、穴拡げ率（４５％以上）、強度（引張り強度で９００ＭＰａ以上）のバランスに優れていることがわかる。
【００７７】
一方、本発明の条件から外れる比較鋼は、穴拡げ性が劣勢である。
【００７８】
【表４】
2004244675.tif 000006
【００７９】
＜実施例３＞
表１、表２（表１のつづき）に示した鋼のうち、鋼種Ｓについて鋳造スラブをそのまま実施例１と同じ条件で加熱〜冷延まで行い、冷延後に以下のように処理を行った。即ち、昇温速度５℃／ｓで最高到達温度まで昇温し、９０秒保持し、次に５℃／秒の冷却速度で６８０℃まで冷却し、その後冷却速度を変化させて４６０℃まで冷却した。引き続き４６０℃の溶融亜鉛めっき槽に浸漬し、その後３℃／秒の昇温速度で５００℃まで加熱し、３０秒保持して合金化処理を施した後、冷却した。以上の処理過程において、最高到達温度、及び６８０℃から４６０℃までの冷却速度を変化させた。処理終了後、機械試験及び穴拡げ性の測定を行った。結果を表５に示す。本発明の条件を満たす発明鋼は、穴拡げ性（４５％以上）強度（引張り強度で９００ＭＰａ以上）のバランスに優れていることがわかる。
【００８０】
一方、本発明の条件から外れる比較鋼は、穴拡げ性が劣勢である。
【００８１】
【表５】
2004244675.tif 000007
【００８２】
【発明の効果】
本発明により、引張り強度が９００ＭＰａ以上であり、穴拡げ性が４５％以上である溶融亜鉛めっき高強度鋼板およびその製造方法を得ることができる。