(57)【要約】【課題】自動車部品用素材として十分な強度−伸びバランスと疲労特性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得る。【解決手段】Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下、ＳｉとＡｌを合計０．４〜２．０ｍａｓｓ％含み、鋼板組織が低温変態相を含む組織で構成されていると共に、該低温変態相中のベイナイトの比率が８０％以上の素材鋼板を、７００〜９５０℃で焼鈍した後、５℃／ｓｅｃ以上で４００〜５００℃まで冷却し、２０〜２００ｓｅｃ間滞留した後、溶融亜鉛めっき処理を施し、冷却することにより、最終鋼板組織を、主相であるフェライト、残留オーステナイトおよび低温変態相とからなる複合組織でかつ、前記低温変態相中のマルテンサイトの比率が２０％以下でかつ低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬度比が２．６以下であり、前記残留オーステナイトの７０％以上がアスペクト比：０．２〜０．４のものである鋼板高張力溶融亜鉛めっき鋼板とする。【選択図】    なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．４〜２．０ｍａｓｓ％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、主相であるフェライト、体積率で３％以上の残留オーステナイトおよび低温変態相とからなる複合組織で構成され、さらに前記低温変態相中に占めるマルテンサイトの比率が２０％以下でかつ低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬度比が２．６以下であり、前記残留オーステナイトはその７０％以上がアスペクト比：０．２〜０．４のものである鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
上記成分組成に加えてさらに、下記（ａ）〜（ｄ）群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
記
（ａ）群：Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
（ｂ）群：Ｂを０．００３ｍａｓｓ％以下
（ｃ）群：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
（ｄ）群：Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
【請求項３】
上記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層であることを特徴とする請求項１または２に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．４〜２．０ｍａｓｓ％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織が、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態相を含む組織で構成されていると共に、該低温変態相中に占めるベイナイトの比率が８０％以上である素材鋼板を、７００〜９５０℃の温度で５〜１２０ｓｅｃ間保持した後、５℃／ｓｅｃ以上の速度で４００℃以上５００℃以下まで冷却し、その温度範囲で２０〜２００ｓｅｃ滞留する最終焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、３００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項５】
上記成分組成に加えてさらに、下記（ａ）〜（ｄ）群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することを特徴とする請求項４に記載の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
（ａ）群：Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
（ｂ）群：Ｂを０．００３ｍａｓｓ％以下
（ｃ）群：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
（ｄ）群：Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
【請求項６】
溶融亜鉛めっきした後の鋼板を、さらに４５０〜５５０℃の温度に保持して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、その後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃まで冷却することを特徴とする請求項４または５に記載の高張力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、疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法を提案するものである。
【０００２】
【従来の技術】
近年、自動車は、地球環境の保全という観点から、燃費改善が強く求められている。他に、衝突時における乗員の安全を確保する観点から、車体の安全性の向上も求められている。このような観点から、自動車は、車体の軽量化および高強度化が積極的に進められている。自動車車体の軽量化と高強度化を同時に満足させるためには、車体部品の素材を高強度化することが最も有効であり、そのために最近では自動車部品には高張力鋼板が積極的に使用されている。
【０００３】
さて、自動車部品用鋼板は、その多くはプレス加工によって成形されるため、優れたプレス成形性が要求される。優れたプレス成形性を実現するためには、第一義的には高い延性を有することが必要である。従って、自動車部品用の高張力鋼板としては、高い延性特性が求められている。延性に優れる高張力鋼板としては、例えば、フェライトと低温変態相からなる組織強化型の複合組織高張力鋼板が提案されている。特に残留オーステナイトを活用した複合組織鋼板は、非常に高い延性を示すことが知られている。
【０００４】
一方、自動車部品は、適用部位によっては高い耐食性も要求される。このような部位に適用される部品の素材には、溶融亜鉛めっき鋼板や合金化溶融亜鉛めっき鋼板が好適に用いられている。したがって、自動車車体の軽量化および強化をよりいっそう推進するためには、耐食性に優れ、しかも延性にも優れる溶融亜鉛めっき高張力鋼板や合金化溶融亜鉛めっき高張力鋼板が必要不可欠な素材となっている。
【０００５】
しかし、残留オーステナイトを利用した鋼板は、例えば、特許文献１に開示されているように、基本的にＳｉを多量に含有する成分系であるため、溶融亜鉛めっき性とくにめっき密着性に劣る傾向がある。このような残留オーステナイトを活用した溶融亜鉛めっき鋼板のめっき性を改善する方法としては、例えば、特許文献２や特許文献３などに開示されているように、Ｓｉの代替としてＡｌを添加する技術がある。
【０００６】
【特許文献１】特開昭６１−２１７５２９号公報
【特許文献２】特開平０５−２４７５８６号公報
【特許文献３】特開平１１−１３１１４５号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、上記特許文献２および３に記載された溶融亜鉛めっき高張力鋼板は、延性には優れるものの、硬質相と軟質相の複合組織を基本組織としているため、疲労特性や穴拡げ性が劣るという問題点を有しており、実用化する上での障害となっていた。
【０００８】
本発明の目的は、自動車部品用素材として十分な延性を有するほか、疲労特性ならびに穴拡げ性にも優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板とその有利な製造方法を提案することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
発明者らは、上記の課題を達成し、連続焼鈍ラインや連続溶融亜鉛めっきラインを用いて延性のほか、疲労特性と穴拡げ性にも優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を製造するため、鋼板の成分組成およびミクロ組織の観点から鋭意研究を行った。その結果、鋼組織に着目したとき、その組織を、主相であるフェライト、体積率で３％以上の残留オーステナイト、および低温変態相とからなる複合組織で構成され、さらに、前記低温変態相中に占めるマルテンサイトの比率が２０％以下でかつ低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬度比が２．６以下であり、前記残留オーステナイトはその７０％以上がアスペクト比：０．２〜０．４のものとすることにより、延性のみならず、優れた疲労特性と穴拡げ性を兼備した高張力鋼板を得ることが可能であることを見出した。また、上記鋼板を得るためには、素材となる鋼板の組織と、最終焼鈍条件を適正化することか特に重要であることを見出した。
【００１０】
本発明は、上記知見に基づいて開発されたものであって、Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．４〜２．０ｍａｓｓ％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼板組織が、主相であるフェライト、体積率で３％以上の残留オーステナイトおよび低温変態相とからなる複合組織で構成され、さらに前記低温変態相中に占めるマルテンサイトの比率が２０％以下でかつ低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬度比が２．６以下であり、前記残留オーステナイトはその７０％以上がアスペクト比：０．２〜０．４のものである鋼板の表面に、溶融亜鉛めっき層が形成されてなることを特徴とする疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板である。
【００１１】
また本発明の鋼板は、上記成分組成に加えてさらに、下記（ａ）〜（ｄ）群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することが好ましい。
記
（ａ）群：Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
（ｂ）群：Ｂを０．００３ｍａｓｓ％以下
（ｃ）群：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
（ｄ）群：Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
【００１２】
さらに本発明の鋼板は、上記溶融亜鉛めっき層が、合金化溶融亜鉛めっき層でるものでもよい。
【００１３】
また、本発明は、Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％、Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下を含み、かつＳｉとＡｌの合計が０．４〜２．０ｍａｓｓ％で、残部がＦｅおよび不可避的不純物からなる成分組成を有し、鋼組織が、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態相を含む組織で構成されていると共に、該低温変態相中に占めるベイナイトの比率が８０％以上である素材鋼板を、７００〜９５０℃の温度で５〜１２０ｓｅｃ間保持した後、５℃／ｓｅｃ以上の速度で４００℃以上５００℃以下まで冷却し、その温度範囲で２０〜２００ｓｅｃ滞留する最終焼鈍後、溶融亜鉛めっき処理を施し、その後、３００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とすることを特徴とする疲労特性および穴拡げ性に優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法を提案する。
【００１４】
また本発明の製造方法は、上記成分組成に加えてさらに、下記（ａ）〜（ｄ）群のうちから選ばれる１群または２群以上を含有することが好ましい。
記
（ａ）群：Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
（ｂ）群：Ｂを０．００３ｍａｓｓ％以下
（ｃ）群：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
（ｄ）群：Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
【００１５】
さらに本発明の他の製造方法によれば、上記溶融亜鉛めっきした後の鋼板を、さらに４５０〜５５０℃の温度に保持して溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施し、その後、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃まで冷却することにより高張力合金化溶融亜鉛めっき鋼板とすることができる。
【００１６】
【発明の実施の形態】
本発明に係る高張力溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板の表層に溶融亜鉛めっき層または合金化溶融亜鉛めっき層を有するものであり（以降、両鋼板を併せて「溶融亜鉛めっき鋼板」と言う）、その製造方法は、連続溶融亜鉛めっきラインにおいて最終焼鈍の後、溶融亜鉛めっき処理され、あるいはさらに合金化処理が施されて製造されるのが望ましい。
【００１７】
まず、本発明に係る高張力溶融亜鉛めっき鋼板の素材（被めっき材）となる鋼の成分組成を限定する理由について説明する。
Ｃ：０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％
Ｃは、鋼板の高強度化のために必要であり、さらに残留オーステナイトや低温変態相の生成にも効果があり、不可欠の元素である。Ｃ含有量が０．０５ｍａｓｓ％未満では、上記した所望の残留γ量と強度が得られず、一方、０．２５ｍａｓｓ％を超えると、溶接性の劣化を招く。そのため、Ｃは０．０５〜０．２５ｍａｓｓ％の範囲に制限する。好ましくは、０．０８〜０．１５ｍａｓｓ％である。
【００１８】
Ｍｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％
Ｍｎは、固溶強化により鋼を強化するとともに、残留オーステナイトや低温変態相の生成を促進する作用を有する。このような作用は、Ｍｎ含有量が０．５ｍａｓｓ％以上で認められる。一方、３．０ｍａｓｓ％を超えて含有しても、効果が飽和して含有量に見合う効果が期待できなくなりコストの上昇を招く。そのため、Ｍｎは０．５〜３．０ｍａｓｓ％の範囲に限定する。好ましくは、１．０〜２．０ｍａｓｓ％である。
【００１９】
Ｓｉ：１．０ｍａｓｓ％以下
Ｓｉは、固溶強化により鋼を強化するとともに、炭化物の生成を抑え、残留オーステナイト相の生成を促進する作用を有する。しかし、１．０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、めっき性が顕著に劣化する。そのため、Ｓｉは１．０ｍａｓｓ％以下に制限する必要がある。好ましくは、０．５ｍａｓｓ％以下である。
【００２０】
Ａｌ：２．０ｍａｓｓ％以下
Ａｌは、Ｓｉと同様、炭化物の生成を抑え、残留オーステナイトの生成を促進する作用を有する。しかし、２．０ｍａｓｓ％を超えて含有すると、めっき性が劣化する傾向があるため、２．０ｍａｓｓ％以下に限定する。好ましくは、１．０ｍａｓｓ％以下である。
【００２１】
ＳｉとＡｌの合計：０．４〜２．０ｍａｓｓ％
ＳｉとＡｌの含有量の合計が０．４ｍａｓｓ％未満では、上述したＳｉやＡｌの効果が認められないので、ＳｉとＡｌの合計の下限を０．４ｍａｓｓ％とする。また、ＳｉとＡｌの添加量の合計が２．０ｍａｓｓ％を超えると、めつき性が劣化する傾向があるため、上限を２．０ｍａｓｓ％とする。
【００２２】
本発明では、上記成分組成に加えてさらに、下記（ａ）〜（ｄ）群のうちの１群または２群以上を必要に応じて添加することができる。
（ａ）群：Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で、０．０５〜１．０ｍａｓｓ％
ＣｒおよびＭｏは、低温変態相の生成を促進する作用を有する元素である。このような作用は、ＣｒおよびＭｏのうちの１種または２種を合計で０．０５ｍａｓｓ％以上含有した時に認められる。一方、合計で１．０ｍａｓｓ％を超えて含有しても効果が飽和し、含有量に見合う効果を期待できず、経済的に不利となる。そのため、Ｃｒ，Ｍｏのうち１種または２種を合計で０．０５〜１．０ｍａｓｓ％の範囲で添加するのが望ましい。
【００２３】
（ｂ）群：Ｂを０．００３ｍａｓｓ％以下
Ｂは、鋼の焼き入れ性を向上する作用を有する元素であり、必要に応じて含有することができる。しかし、Ｂ含有量が０．００３ｍａｓｓ％を超えると、その効果が飽和するため、０．００３ｍａｓｓ％以下にするのが好ましい。より好ましくは０．００１〜０．００２ｍａｓｓ％である。
【００２４】
（ｃ）群：Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で、０．０１〜０．３ｍａｓｓ％
Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖは、炭窒化物を形成して鋼を析出強化により高強度化する作用を有しており、必要に応じて添加できる。このような作用は、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を合計で０．０１ｍａｓｓ％以上添加したときに認められる。一方、合計で０．３ｍａｓｓ％を超えて含有すると、過度に高強度化して延性が低下する。そのため、Ｔｉ，Ｎｂ，Ｖのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で０．０１〜０．３ｍａｓｓ％の範囲に限定するのが好ましい。
【００２５】
（ｄ）群：Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種を合計で、０．０１ｍａｓｓ％以下
Ｃａ，ＲＥＭは、硫化物系介在物の形態を制御する作用を有し、これにより、鋼板の伸びフランジ性を向上させる。このような効果は、Ｃａ，ＲＥＭのうちから選ばれた１種または２種の含有量が合計で０．０１ｍａｓｓ％を超えると飽和する。そのため、Ｃａ，ＲＥＭのうちの１種または２種以上の含有量は、合計で０．０１ｍａｓｓ％以下に限定するのが望ましい。
【００２６】
本発明に係る高張力鋼板の素材となる鋼は、上記成分以外の残部は、Ｆｅおよび不可避的不純物からなる。不可避的不純物としては、Ｐ：０．０５ｍａｓｓ％以下、Ｓ：０．０２ｍａｓｓ％以下であれば許容できる。
【００２７】
次に、本発明に係る溶融亜鉛めっき処理後の鋼（最終鋼板）の組織について説明する。
（１）  鋼組織（最終組織）
本発明の高張力溶融亜鉛めっき鋼板の鋼組織は、フェライトが主相であり、他は残留オーステナイトおよび低温変態相からなる第２相である。この組織において、上記残留オーステナイトは、加工時にマルテンサイトに歪誘起変態し、局所的に加えられた加工歪を広く分散させて、鋼板の延性を向上する作用を有する。その効果を発揮するためには、残留オーステナイトは全組織に対する体積率で３％以上とすることが必要である。なお、上限については特に限定しないが、本発明の成分組成では、得られる残留オーステナイトは最大でも２０％程度である。
【００２８】
第２相中の上記残留オーステナイト以外は、低温変態相である。本発明でいう低温変態相とは、マルテンサイトあるいはベイナイトを指す。マルテンサイト、ベイナイトはともに硬質相であり、鋼板強度を上昇する。そのため、低温変態相の量は、要求された強度レベルに応じて適宜決めることができるが、好ましい範囲は、延性確保の観点から全組織に対する体積率で４０％以下、強度確保の観点から全組織に対する体積率で１０％以上である。
【００２９】
以上説明した第２相以外は、主相であるフェライトである。フェライトは炭化物を含まない軟質な相であり、高い変形能を有し、鋼板の延性を向上させる。この主相であるフェライトは、全組織に対する体積率で５０％以上であることが必要である。
【００３０】
（２）  低温変態相中のマルテンサイト比率
本発明鋼板のように、軟質なフェライト相と硬質な低温変態相が混在する場合には、加工に伴う歪量の違いによって軟質相と硬質相の界面でボイドが発生し易く、特に、フェライトとマルテンサイトが混在する場合には、それらの界面においてボイドが多く発生し、伸びフランジ性つまり穴拡げ性を大きく劣化させる。この穴拡げ性の低下は、第２相中に占めるマルテンサイトの比率が２０％を超えると著しくなるため、その比率を２０％以下に制限する必要がある。
【００３１】
（３）  ベイナイトとフェライトの硬度比
また、同様の理由から、硬質なベイナイトとフェライトとの硬さの違いが大きすぎると、それらの界面でボイドが発生し易く、穴拡げ性の低下をもたらす。特に、低温変態相中のベイナイトと主相であるフェライトの硬さの比が２．６を超えると穴拡げ性の劣化が大きいため、その比を２．６以下と限定する。なお、上記硬さとは、マイクロビッカース硬度計で測定した値である。
【００３２】
（４）  残留γのアスペクト比
本発明における新たな知見として、残留オーステナイトは適度に伸展した形状、即ち、長径と短径の比であるアスペクト比が、０．２〜０．４であるときに、延性を低下させることなく疲労特性が向上することがわかった。この残留オーステナイトのアスペクト比を規制すると疲労特性が向上する理由については、その詳細は不明であるが、残留オーステナイトの適度な伸展が、疲労亀裂の発生、伝播の抑制に有効に働いているものと考えられている。そこで本発明では、残留オーステナイトのアスペクト比が０．２〜０．４の範囲のものが、全残留オーステナイトの７０％以上と規定した。
【００３３】
次に、本発明に係る高張力溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
まず、上記した成分組成を有する鋼を溶製し、連続鋳造等の公知の方法でスラブ等に鋳造し、圧延用の鋼素材とする。続いて、この鋼素材を、公知の方法で加熱し、粗圧延、仕上圧延して所望の板厚とした後、冷却して巻取る熱間圧延工程により熱延鋼板とする。
【００３４】
本発明の高強度鋼板の素材すなわち後述する最終焼鈍前の鋼板は、上記熱延のままの鋼板、上記熱延鋼板を冷間圧延した冷延鋼板、あるいはそれらに最終焼鈍前の組織を調整するための熱処理を施した鋼板など、いずれを用いてもよい。ただし、本発明では、溶融亜鉛めっき後の最終組織を上述した組織とするために、最終焼鈍の前段階の組織を、ベイナイトやマルテンサイトなどの低温変態相を含む組織であり、かつ該低温変態相中に占めるベイナイトの比率が８０％以上の組織とすることが必要である。
【００３５】
低温変態相は、針状あるいは羽毛状ベイナイトとラスマルテンサイトとからなるが、いずれもその内部組織は伸展した構造を持つ。それを最終焼鈍でフェライト−オーステナイト２相域に加熱することにより、加熱前の組織を承継した微細に伸展したオーステナイトが生成し、冷却後に得られる残留オーステナイトのアスペクト比も小さくなる。また、低温変態相中のベイナイト比率を８０％以上とすることにより、適度なアスペクト比を有する残留オーステナイトが生成しやすくなり、最終的に、残留オーステナイトの７０％以上がアスペクト比０．２〜０．４の鋼組織を得ることができる。
【００３６】
最終焼鈍前の鋼組織における低温変態相中のマルテンサイト比率が多くなると、最終組織、すなわち焼鈍、溶融亜鉛めっき処理後の鋼組織における残留オーステナイトのアスペクト比が小さくなり過ぎる傾向にあり、一方、最終焼鈍前の鋼組織にマルテンサイトやベイナイトが含まれないと、ラス組織は形成されず、最終的に生成する残留オーステナイトのアスペクト比は大きくなる。従って、最終焼鈍前の鋼組織は、低温変態相を含む組織とし、低温変態相中のベイナイト比率は８０％以上とする必要がある。なお、低温変態相は、全組織に対する組織分率で１０％以上であることが好ましい。
【００３７】
最終焼鈍前の組織を、上述した低温変態相を含む組織とするためには、熱延鋼板あるいはこれを冷間圧延して得られる冷延鋼板を被めっき材として用いる場合で、後述する最終焼鈍の前に熱処理を施さない場合には、熱間圧延後の巻取までの段階で組織を調整しておく、すなわち、熱延後の冷却速度をパーライト変態が起こらない１５℃／ｓｅｃ以上とし、かつ巻取温度をベイナイト変態が起こる３００〜５００℃とすることが好ましい。熱間圧延後の冷却速度が１５℃／ｓｅｃ未満であったり、巻取温度が５００℃超であったりすると、パーライト変態が生じて、ベイナイト相の比率が８０％以上の低温変態相を得ることができない。また、巻取温度が３００℃未満では、低温変態相中のマルテンサイト比率が増加し、ベイナイト比率が上記した比率とならない。
【００３８】
また、最終焼鈍前に熱延鋼板や冷延鋼板を熱処理することによっても、前述の低温変態相を含む組織とすることができる。この場合、熱間圧延後の冷却条件、巻取温度条件は、必ずしも上記の条件とする必要はない。この熱処理により、最終焼鈍前組織として、ベイナイト比率が８０％以上の低温変態相を含む組織を得るには、鋼板を７２０〜９００℃で５ｓｅｃ以上保持した後、３００〜５００℃の温度範囲までを冷却速度１５℃／ｓｅｃ以上で冷却し、その後３００〜５００℃の温度範囲に６０ｓｅｃ以上滞留させる、連続焼鈍を採用することが好ましい。この場合においては、冷却停止温度が３００℃未満であったり、３００〜５００℃での滞留時間が短かったりすると、マルテンサイトの生成量が多くなり低温変態相中のベイナイト比率が８０％以上とならない。また、冷却停止温度が５００℃超の場合には、パーライト変態が生じて、ベイナイト比率が８０％以上の低温変態相を得ることができなくなる。
【００３９】
上記のようにして鋼板組織を制御した素材を、連続溶融亜鉛めっきラインにて、７００〜９５０℃の温度範囲で５〜１２０ｓｅｃ保持する最終焼鈍を施し、冷却後、溶融亜鉛めっき処理を施す。上記最終焼鈍の温度が７００℃未満では、再オーステナイト化が不十分となり、残留オーステナイトの量が減少し、一方、９５０℃を上回ると、最終焼鈍後の残留オーステナイトのアスペクト比が大きくなり、所望のアスペクト比が得られなくなる。また、加熱時間が短すぎると、再オーステナイト化が十分に起こらずに残留オーステナイト量が減少し、逆に、長すぎると伸展した組織が崩れ、残留オーステナイトのアスペクト比が大きくなる。そこで、本発明では、最終焼鈍温度を７００〜９５０℃、この温度範囲における保持時間を５〜１２０ｓｅｃに制限する。
【００４０】
最終焼鈍に続く冷却は、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で、４００℃以上５００℃以下まで冷却後、その温度範囲で２０〜２００ｓｅｃ間滞留する必要がある。冷却速度が５℃／ｓｅｃ未満では、最終焼鈍で生成したオーステナイトが、フェライトやパーライト等に変態し、残留オーステナイトや低温変態相とならない。なお、この時の冷却速度は、５０℃／ｓｅｃ以下とすることが鋼板の形状制御の点からは好ましい。また、冷却停止温度および滞留温度は、５００℃を超える場合には、セメンタイトの析出に伴い残留オーステナイト量が減少する他、低温変態相が得られなくなる。一方、４００℃以下では生成する低温変態相中のベイナイトが硬質化し、ベイナイトと主相であるフェライトとの硬度比が２．６を超えてしまう。そこで、冷却停止から滞留処理を行う温度範囲を４００℃以上５００℃以下とする。
なお、冷却停止後の滞留時間が２０ｓｅｃ未満では、低温変態相中のマルテンサイトの体積率が２０％を超えてしまい、一方、滞留時間が２００ｓｅｃを超えると、過度のベイナイト変態の進行により残留オーステナイトが減少する。そのため、冷却停止後の滞留時間は、２０〜２００ｓｅｃの範囲とする。
【００４１】
以上の条件にて、最終焼鈍して冷却後、溶融亜鉛めっき処理する。めっき処理を施した後は、３００℃までの冷却速度を５℃／ｓｅｃ以上とする。溶融亜鉛めっき処理の条件は、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている通常の処理条件でよく、特に限定する必要はない。しかし、極端な高温でのめっき処理は、必要な残留オーステナイト量の確保が困難となるため、５００℃以下で処理を施すことが好ましい。また、めっき後の冷却速度が極端に小さいと、残留オーステナイトの確保が困難となるため、めっき処理後から３００℃までの冷却速度は、５℃／ｓｅｃ以上とする必要がある。なお、冷却速度の上限は５０℃／ｓｅｃ以下であることが好ましい。
【００４２】
溶融亜鉛めっきの目付量は、要求される使用部位の耐食性の程度により適宜決定すれば良く、特に限定されないが、自動車の構造部品に使用される鋼板では、溶融亜鉛めっきの目付量は３０〜６０ｇ／ｍ２とするのが好ましい。
【００４３】
また、溶融亜鉛めっき処理後、必要に応じて溶融亜鉛めっき層の合金化処理を施してもよい。合金化処理は、４５０〜５５０℃の温度域に保持して亜鉛めっき層を合金化する。合金化処理後は、５℃／ｓｅｃ以上の冷却速度で３００℃まで冷却する。合金化処理温度は、高温では必要な残留オーステナイト量の確保が困難となり、鋼板の延性が低下するため、５５０℃以下とするのが好ましい。一方、合金化処理温度が４５０℃未満では、合金化の進行が遅く、生産性が低下する。また、合金化後の冷却速度が極端に低い場合には、必要な残留オーステナイトの確保が困難になるため、合金化処理温度から３００℃までの冷却速度は５℃／ｓｅｃ以上とする。
【００４４】
なお、めっき処理後あるいは合金化処理後の鋼板には、形状矯正や表面粗度等の調整のために調質圧延を施してもよい。また、樹脂あるいは油脂コーティングや各種の塗装処理等を施しても何ら不都合はない。また、本発明は、焼鈍や溶融亜鉛めっき処理、合金化処理を連続ラインで行うことを前提としているが、各工程を独立した設備あるいは工程で実施することも可能である。
【００４５】
【実施例】
表１に示す各種組成を有する鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法により鋼スラブとし、得られたスラブを熱間圧延し、表２に示す条件で冷却、巻取りを行い板厚２．６ｍｍの熱延鋼板を得た。次いで、酸洗したのち、一部については冷間圧延を行い、板厚１．０ｍｍの冷延鋼板とした。さらに一部については、連続焼鈍ラインを用いて表２に示す条件にて熱処理を施した。次いで、これらの熱延鋼板あるいは冷延鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインに通板し、表２に示す条件で、最終焼鈍後、冷却し、溶融亜鉛めっき処理を施した。溶融亜鉛めっき処理の条件は、浴温４７５℃のめっき浴に鋼板を浸漬した後、引き上げ、片面当たりの目付量が５０ｇ／ｍ２となるようにガスワイピングで目付量を制御した。また、一部については、溶融亜鉛めっき処理後、１０℃／ｓｅｃの加熱速度で５００℃まで昇温し、合金化処理を行った。合金化処理の保持時間は、めっき層中のＦｅ含有率が９〜１１ｍａｓｓ％となるように調整した。なお、連続溶融亜鉛めっきラインに通板する前の鋼板、すなわち、最終焼鈍前の鋼板について、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、倍率３０００倍で３０μｍ×３０μｍ相当の面積を１０視野、組織観察し、この観察像について画像解析を行い、鋼板中のベイナイトの体積率を測定した。この結果についても表２に示した。
【００４６】
【表１】
2004292891.tif 000002
【００４７】
【表２】
2004292891.tif 000003
【００４８】
上記のようにして得られた鋼板について、引張特性、疲労特性、穴拡げ性および鋼板組織を以下の要領で測定した。まず、引張特性は、鋼板から圧延直角方向に採取したＪＩＳ５号試験片を用いて、降伏強さ（ＹＰ）、引張強さ（ＴＳ）、伸び（Ｅｌ）を測定した。疲労特性は、周波数２０Ｈｚ、応力比＝０．１の引張疲労試験法により疲労限（ＦＬ）を測定し、引張強さ（ＴＳ）との比（ＦＬ／ＴＳ）を求めた。
また、穴拡げ性は、伸びフランジ性に対応する特性であり、鋼板に直径ｄｉの円形の穴を打抜き、この穴に６０°の円錐ポンチを押し当てて穴拡げ加工を行い、穴縁に発生した亀裂が板厚を貫通した時点の穴の径ｄｂを求め、このｄｉ，ｄｂから次式によって穴拡げ率を求めて評価した。なお、本試験では、初期穴径ｄｉは１０ｍｍで行った。
穴拡げ率λ（％）＝｛（ｄｂ−ｄｉ）／ｄｉ｝×１００
また、ベイナイト相とフェライト相の硬さ比は、マイクロビッカース硬度計を用いて各相の硬さを７点ずつ測定し、その平均値の比（ベイナイトの硬さ／フェライトの硬さ）とした。
【００４９】
また、残留オーステナイト量の測定は、鋼板を板厚方向中心面まで研磨し、板厚中心面での回折Ｘ線強度測定により求めた。入射Ｘ線にはＭｏ−Ｋα線を使用し、フェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝の各面の回折Ｘ線強度に対する、残留オーステナイト相の｛１１１｝、｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝各面の回折Ｘ線強度比を求め、これらの平均値を残留オーステナイト相の体積率とした。
さらに、鋼板中の低温変態相中に占めるベイナイトの体積率の測定は、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）により、倍率３０００倍（３０μｍ×３０μｍ相当の視野）で観察した１０視野の観察像について画像解析を行って求めた。
最終組織（溶融亜鉛めっき後の鋼組織）中の残留オーステナイトのアスペクト比については、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）を用いて、３０個の残留オーステナイト粒についてアスペクト比を求め、アスペクト比が０．２〜０．４の範囲内にある結晶粒の百分率を求めた。
【００５０】
上記測定の結果を表３に示した。この表から明らかなように、本発明の成分組成および製造条件に従って製造した鋼板は、いずれも強度−延性バランスを示すＴＳ×Ｅｌが２３０００  ＭＰａ・％以上でかつ疲労限と引張強度との比（ＦＬ／ＴＳ）が０．４６以上であり、さらに強度−穴拡げ性バランスを示すＴＳ×λが４３０００  ＭＰａ・％以上であり、強度−延性バランスに優れると共に、疲労特性や強度−穴拡げ性バランスにも優れていることがわかる。これに対し、本発明の成分組成または製造条件のいずれかを外れて製造した鋼板は、ＴＳ×Ｅｌが２３０００  ＭＰａ・％未満か、（ＦＬ／ＴＳ）が０．４６未満か、あるいはＴＳ×λが４３０００  ＭＰａ・％未満でしかなく、延性、疲労特性ならびに穴拡げ性を兼備した高張力鋼板となっていない。
【００５１】
【表３】
2004292891.tif 000004
【００５２】
【発明の効果】
以上説明したように、本発明によれば、溶融亜鉛めっき鋼板の素材となる鋼板の成分組成と組織とを適正範囲に規制すると共に、最終焼鈍条件およびその後の冷却条件を適正範囲に制御することにより、溶融亜鉛めっき後の鋼板組織を適正化することができ、ひいては延性に優れるとともに疲労強度や穴拡げ性にも優れる高張力溶融亜鉛めっき鋼板を得ることができる。