(57)【要約】【課題】微細粒組織を有し、機械的特性とくに延性に優れた高張力溶融亜鉛めっき鋼板を提供する。【解決手段】鋼成分中、特にＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  Ｔｉ及びＮｂが次式（１），  （２），  （３）をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物よりなる組成にすると共に、フェライトの体積分率が７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトの体積分率が５  ｖｏｌ％以上で、かつ上記フェライトの平均結晶粒径が  ３．５μｍ以下の鋼組織とする。６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝≧Ａ１              −−−  （１）Ａ３  ≦  ８６０                                                −−−  （２）［％Ｍｎ］  ＋  ［％Ｎｉ］≧  １．３                                      −−−  （３）ただし、Ｔｉ＊  ＝  ［％Ｔｉ］−  （４８／３２）・［％Ｓ］  −  （４８／１４）・［％Ｎ］  、Ａ１  ：計算式により求めたＡ１  変態点の予測値（℃）、Ａ３  ：計算式により求めたＡ３  変態点の予測値（℃）【選択図】        図１
2004204341.tif 000002
【特許請求の範囲】
【請求項１】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．２  〜２．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％および／またはＮｉ：０．５  〜３．０  ％、
Ｔｉ：０．２  ％以下および／またはＮｂ：０．２  ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライトの体積分率が７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトの体積分率が５  ｖｏｌ％以上で、かつ上記フェライトの平均結晶粒径が  ３．５μｍ  以下である鋼組織を有し、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
2004204341.tif 000009
【請求項２】
請求項１において、鋼板が、質量％でさらに、
Ｍｏ：１．０  ％以下および
Ｃｒ：１．０  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項３】
請求項１または２において、鋼板が、質量％でさらに、
Ｃａ，  ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で０．００５  ％以下
を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．２  〜２．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％および／またはＮｉ：０．５  〜３．０  ％、
Ｔｉ：０．２  ％以下および／またはＮｂ：０．２  ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６）  式で求められる温度Ａ３  ℃以上、（Ａ３  ＋３０）  ℃以下で再結晶焼鈍を施し、ついで酸洗後、下記（５）  式で求められるＡ１  ℃以上、（Ａ１  ＋７０）  ℃以下の温度範囲で５〜３０秒の熱処理を施し、引き続き溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2004204341.tif 000010
【請求項５】
請求項４において、鋼素材が、質量％でさらに、
Ｍｏ：１．０  ％以下および
Ｃｒ：１．０  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
請求項４または５において、鋼素材が、質量％でさらに、
Ｃａ，  ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で０．００５  ％以下
を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる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、自動車や家電、さらには機械構造用鋼としての用途に供して好適な高張力溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関し、とくに鋼組織を超微細粒化することにより、強度および延性の有利な向上を図ろうとするものである。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる鋼材には、強度、加工性といった機械的性質および耐食性に優れていることが要求される。
この点、溶融亜鉛めっき鋼板は、高度な耐食性を備えているだけでなく、再結晶焼鈍および亜鉛めっき処理を同一ラインで処理できる連続溶融亜鉛めっきラインにより、極めて安価に製造できるという利点を備えている。
【０００３】
また、近年、高張力鋼については、高機能特性と共に低コストを両立できる高張力鋼板の開発に目標が移行しつつある。
さらに、自動車用鋼板においては、衝突時における乗員の保護の面から、高強度化に加えて耐衝撃性にも優れていることが要求されている。
【０００４】
加えて、鋼板を素材とする自動車用部品は、その多くがプレス加工により成形されるため、自動車部品用鋼板としては優れた成形性が要求される。特に、自動車車体の強度を確保するための骨格部材であるメンバーやリンフォース等を構成する部品では、延性と伸びフランジ変形を利用した部品成形が行われることが多い。
しかしながら、一般に、強度と延性は相反する特性であり、高強度化することによって延性は低下する。このため、自動車部品用鋼板に対しては、高強度化と同時に良好な延性を有することも強く求められる。
【０００５】
これらの要請を満たすべく、加工誘起変態を利用して、鋼板の延性に寄与する残留オーステナイトを残留させつつ、溶融亜鉛めっきを行う方法が提案されている（例えば特許文献１参照）。
この方法は、所定の成分組成に調整した鋼板を、連続溶融亜鉛めっきラインにて（Ａｃ１点＋３０℃）  以上、Ａｃ３点以下の温度域で３０秒間以上焼鈍し、その温度域から（Ａｃ１点＋２０℃）  〜Ａｃ１点℃まで５℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、引き続き５２０  ℃以下まで６℃／ｓ以下の冷却速度で冷却し、その後溶融めっき−めっき付着量調整−合金化処理等の一連の製造工程において、  ５２０〜４００  ℃の温度域に９０秒以上、３００  秒以下の時間滞留させ、その後  ２００℃以下まで冷却することにより、体積率で３％以上の残留オーステナイトを含有させようというものである。
【０００６】
しかしながら、この方法では、焼鈍時に存在するオーステナイトに炭素を濃化させて、より安定化させるために、焼鈍中に（Ａｃ１点＋２０℃）  〜Ａｃ１点という極めて狭い温度範囲で鋼板を冷却しなければならず、鋼板の温度制御が極めて難しいという問題があった。
また、（Ａｃ１点＋３０℃）  以上、Ａｃ３点以下の温度域から、（Ａｃ１点＋２０℃）  〜Ａｃ１点の温度域に冷却する狙いは、オーステナイトに炭素を濃化させるために、フェライトの結晶粒を成長させて濃化を促進することとしているが、延性や伸びフランジ性（穴拡げ性ともいう）の向上および高強度鋼板を得るという観点からは、結晶粒を成長させることは望ましくない。
【０００７】
その他にも、加工誘起変態を利用して、鋼板の延性に寄与する残留オーステナイトを残留させつつ、溶融亜鉛めっきを行う方法が提案されている（例えば特許文献２参照）。
この方法は、所定の成分組成に調整した鋼板を、（Ａｃ３点−８０℃）  以上の温度域で５秒以上保持する一次加熱処理を施したのち、５℃／ｓ以上、１０℃／ｓ未満の冷却速度でＭｓ  点以下の温度まで冷却する一次工程、引き続き（Ａｃ１変態点〜Ａｃ３変態点）  の温度域で５秒以上保持する二次加熱処理を施したのち、５℃／ｓ以上の冷却速度で  ５００℃以下の温度域まで冷却する二次工程と、ついで溶融亜鉛めっき処理を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成したのち、５℃／ｓ以上の冷却速度で  ３００℃まで冷却する三次工程と、さらに  ４５０〜５５０  ℃の温度域まで再加熱し、合金化処理後、５℃／ｓ以上の冷却速度で  ３００℃まで冷却することにより、体積率で２％以上の残留オーステナイトを含有させようというものである。
しかしながら、この方法は、鋼板中のフェライト、マルテンサイトおよび残留オーステナイトの含有量を規定するための、加熱温度、冷却速度および冷却停止温度の制御が極めて難しいだけでなく、塊状のマルテンサイトを含み、さらに平均結晶粒径を５μｍ  以上とする必要があることもあって、延性と穴拡げ性の両者を向上させることは困難であった。
【０００８】
一方、微細粒組織を得る方法として、従来から大圧下圧延法が知られている。この大圧下圧延法における組織の微細化機構の要点は、オーステナイト粒に大圧下を加えて、γ−α歪誘起変態を促進させることにある（例えば特許文献３参照）。
また、制御圧延法や制御冷却法を適用した場合などについても知られている（例えば特許文献４参照）。
【０００９】
その他、素材鋼について、少なくとも一部がフェライトからなる鋼組織としておき、これに塑性加工を付加しつつ変態点（Ａｃ１点）以上の温度域に昇温するか、この昇温に続いてＡｃ１点以上の温度域に一定時間保持して、組織の一部または全部を一旦オーステナイトに逆変態させたのち、超微細オーステナイト粒を出現させ、その後冷却して平均結晶粒径が５μｍ  以下の等方的フェライト結晶粒を主体とする組織とする技術が提案されている（特許文献５）。
【００１０】
以上述べた技術は全て、熱延プロセスにおいて結晶粒を微細化する技術すなわち熱延板の微細粒化を狙った技術である。
この点、熱延鋼板に比べて板厚が薄く、また板厚精度や表面性状に対する要求が厳しく、しかも表面処理を施す溶融亜鉛めっき鋼板に対しては、通常の冷間圧延−焼鈍−溶融亜鉛めっきプロセスにおいて結晶粒を微細化する技術はほとんど見当たらない。
【００１１】
【特許文献１】
特開平１１−１３１１４５  号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開２００１−１９２７６７  号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特公平５−６５５６４  号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開昭６３−１２８１１７号公報（特許請求の範囲）
【特許文献５】
特開平２−３０１５４０号公報（特許請求の範囲）
【００１２】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記の現状に鑑み開発されたもので、自動車用、家電用および機械構造用鋼板として用いられる表面処理鋼板について、その超微細粒化を可能ならしめることにより、強度、延性の向上を図り、しかも良好な溶融亜鉛めっき性を有する、高張力溶融亜鉛めっき鋼板を、その有利な製造方法と共に提案することを目的とする。
なお、本発明でいう溶融亜鉛めっき鋼板とは、溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施さないいわゆる非合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＩ鋼板）および溶融亜鉛めっき後に合金化処理を施すいわゆる合金化溶融亜鉛めっき鋼板（ＧＡ鋼板）の双方を意味する。
【００１３】
【課題を解決するための手段】
さて、発明者らは、冷延材を母板とする高張力溶融亜鉛めっき鋼板、すなわち高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板について、上記した課題を解決すべく鋭意研究を重ねた結果、合金元素を適正に調整して鋼板の再結晶温度とＡ１  およびＡ３  変態温度を制御した上で、冷延後の再結晶焼鈍温度およびその後の冷却速度を適正化することにより、平均結晶粒径が  ３．５μｍ  以下の超微細粒組織が得られ、さらにＡｃ１変態点以上、Ａｃ３変態点以下の温度域で熱処理することにより、延性が顕著に向上することの知見を得た。
本発明は、上記の知見に立脚するものである。
【００１４】
すなわち、本発明の要旨構成は次のとおりである。
１．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．２  〜２．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％および／またはＮｉ：０．５  〜３．０  ％、
Ｔｉ：０．２  ％以下および／またはＮｂ：０．２  ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になり、フェライトの体積分率が７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトの体積分率が５  ｖｏｌ％以上で、かつ上記フェライトの平均結晶粒径が  ３．５μｍ  以下である鋼組織を有し、さらに表面に溶融亜鉛めっき層をそなえることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
2004204341.tif 000003
【００１５】
２．上記１において、鋼板が、質量％でさらに、
Ｍｏ：１．０  ％以下および
Ｃｒ：１．０  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１６】
３．上記１または２において、鋼板が、質量％でさらに、
Ｃａ，  ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で０．００５  ％以下
を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板。
【００１７】
４．質量％で、
Ｃ：０．０３〜０．１６％、
Ｓｉ：０．２  〜２．０  ％、
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％および／またはＮｉ：０．５  〜３．０  ％、
Ｔｉ：０．２  ％以下および／またはＮｂ：０．２  ％以下、
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％、
Ｐ：０．１  ％以下、
Ｓ：０．０２％以下および
Ｎ：０．００５  ％以下
で、かつＣ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂが下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲において含有し、残部はＦｅおよび不可避的不純物の組成になる鋼素材を、１２００℃以上に加熱したのち、熱間圧延し、ついで冷間圧延後、下記（６）  式で求められる温度Ａ３  ℃以上、（Ａ３  ＋３０）  ℃以下で再結晶焼鈍を施し、ついで酸洗後、下記（５）  式で求められるＡ１  ℃以上、（Ａ１  ＋７０）  ℃以下の温度範囲で５〜３０秒の熱処理を施し、引き続き溶融亜鉛めっき処理、あるいはさらに合金化処理を施すことを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
2004204341.tif 000004
【００１８】
５．上記４において、鋼素材が、質量％でさらに、
Ｍｏ：１．０  ％以下および
Ｃｒ：１．０  ％以下
のうちから選んだ一種または二種を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００１９】
６．上記４または５において、鋼素材が、質量％でさらに、
Ｃａ，  ＲＥＭおよびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で０．００５  ％以下
を含有する組成になることを特徴とする、超微細粒組織を有し延性に優れる溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２０】
【発明の実施の形態】
以下、本発明を具体的に説明する。
まず、本発明において鋼素材の成分組成を上記の範囲に限定した理由について説明する。なお、成分に関する「％」表示は特に断らない限り質量％を意味するものとする。
Ｃ：０．０３〜０．１６％
Ｃは、安価な強化成分であるだけでなく、延性に寄与する残留オーステナイトを安定化させる上でも有用な元素である。しかしながら、含有量が０．０３％に満たないとその添加効果に乏しく、一方０．１６％を超えて含有させると溶接性が劣化するため、Ｃは０．０３〜０．１６％の範囲に限定した。
【００２１】
Ｓｉ：０．２  〜２．０  ％
Ｓｉは、固溶強化成分として、強度−伸びバランスを改善しつつ強度の向上に有効に寄与するが、過剰な添加は、溶融亜鉛めっきの合金化を阻害し、延性や溶接性を劣化させるので、Ｓｉは  ２．０％以下で含有させるものとした。また、Ｓｉは、フェライト相の安定化およびオーステナイトへの炭素の濃化促進効果があるため、その含有量の下限を０．２  ％とした。
【００２２】
Ｍｎ：１．０  〜３．０  ％および／またはＮｉ：０．５  〜３．０  ％
ＭｎおよびＮｉはいずれも、オーステナイト安定化元素であり、Ａ１  ，Ａ３  変態点を低下させる作用を通じて結晶粒の微細化に寄与し、また第２相の形成を進展させる作用を通じて強度−延性バランスを高める作用を有する。しかしながら、Ｍｎ含有量が  １．０％に満たない、またはＮｉ含有量が  ０．５％に満たないと、安定したオーステナイト相の形成と所望の強度が得られず、一方多量の添加は鋼の硬質化を招き、却って強度−延性バランスを劣化させるので、Ｍｎ，  Ｎｉ含有量はいずれも  ３．０％以下で含有させるものとした。
【００２３】
Ｔｉ：０．２  ％以下および／またはＮｂ：０．２  ％以下
Ｔｉ，  Ｎｂを添加することによって、ＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果がある。これらは各々単独で添加しても複合して添加してもよいが、いずれも  ０．２％を超えて添加しても効果が飽和するだけでなく、析出物が多くなりすぎてフェライトの延性の低下を招くので、いずれも  ０．２％以下で含有させるものとした。
【００２４】
Ａｌ：０．０１〜０．１  ％
Ａｌは、脱酸剤として作用し、鋼の清浄度に有効な元素であり、脱酸の工程で添加することが望ましい。ここに、Ａｌ量が０．０１％に満たないとその添加効果に乏しく、一方  ０．１％を超えると効果は飽和し、むしろ製造コストの上昇を招くので、Ａｌは０．０１〜０．１  ％の範囲に限定した。
【００２５】
Ｐ：０．１  ％以下
Ｐは、延性の大きな低下を招くことなく安価に高強度化を達成する上で有用な元素であるが、含有量が  ０．１％を超えると加工性や靱性の低下を招くので、Ｐの含有量は  ０．１％以下に限定した。なお、加工性や靱性に対する要求が厳しい場合には、Ｐはむしろ低減させることが好ましいので、この場合には０．０２％以下とすることが望ましい。
【００２６】
Ｓ：０．０２％以下
Ｓは、熱延時における熱間割れの原因になるだけでなく、鋼板中にＭｎＳ等の介在物として存在し延性や穴拡げ加工性の劣化を招くので、極力低減することが望ましいが、０．０２％までは許容できるので、本発明では０．０２％以下とした。より好ましくは  ０．００５％以下である。
【００２７】
Ｎ：０．００５  ％以下
窒素は、時効劣化をもたらす他、降伏延びの発生を招くことから、０．００５  ％以下に抑制するものとした。
【００２８】
以上、基本成分について説明したが、本発明ではその他にも、以下に述べる元素を適宜含有させることができる。
Ｍｏ：１．０  ％以下およびＣｒ：１．０  ％以下のうちから選んだ一種または二種
Ｍｏ，Ｃｒはいずれも、強化成分として、必要に応じて含有させることができるが、多量の添加はかえって強度−延性バランスを劣化させるので、それぞれ  １．０％以下で含有させることが望ましい。なお、上記の作用を十分に発揮させるには、Ｍｏ，  Ｃｒはそれぞれ０．０１％以上含有させることが好ましい。
【００２９】
Ｃａ，  ＲＥＭ  およびＢのうちから選んだ一種または二種以上を合計で  ０．００５％以下
Ｃａ，  ＲＥＭ，Ｂはいずれも、硫化物の形態制御や粒界強度の上昇を通じて加工性および伸びフランジ性を改善する効果を有しており、必要に応じて含有させることができる。しかしながら、過剰な含有は清浄度に悪影響を及ぼすおそれがあるため、合計で  ０．００５％以下とするのが望ましい。なお、上記した作用を十分に発揮させるためには、  Ｃａ，  ＲＥＭ，  Ｂのうちから選んだいずれか一種または二種以上を合計で０．０００５％以上含有させることが好ましい。
【００３０】
以上、適正な成分組成範囲について説明したが、本発明では各成分が上記の組成範囲を単に満足しているだけでは不十分で、Ｃ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｎｉ，  ＴｉおよびＮｂについては、下記（１），  （２），  （３）  式をそれぞれ満足する範囲で含有させる必要がある。
2004204341.tif 000005
【００３１】
なお、上記のＡ１  ，  Ａ３  はそれぞれ、鋼のＡｃ１変態点温度（℃）、Ａｃ３変態点温度（℃）の予測値であり、発明者らの詳細な基礎実験により導出された成分回帰式である。この予測値温度（℃）は、２℃／ｓ以上、２０℃／ｓ以下の昇温速度で加熱する際に適用して特に好適である。
【００３２】
以下、上記の（１），  （２），  （３）  式の限定理由を順に説明する。
（１）  式は、Ｔｉ，Ｎｂの添加量を規定する条件であり、以下の知見に基づく。
一般に、Ｔｉ，Ｎｂを添加するとＴｉＣやＮｂＣ等が析出し、鋼板の再結晶温度が上昇する効果があることが知られている。そこで、Ｔｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅの関係について詳細に調査したところ、Ｔｉ，Ｎｂをある量以上添加すると、再結晶温度は上記（６）  式で算出されるＡ３  と等価になることが判明した。
【００３３】
図１に、Ａ１  ＝７００  ℃、Ａ３  ＝８５５  ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。なお、ここで再結晶温度Ｔｒｅは、加熱温度を種々に変化させて連続焼鈍を実験室的に行い、硬度を測定すると共に組織を観察することにより決定した。また、Ｔｉ添加量はＴｉＣを析出させる上での有効Ｔｉ量としてＴｉ＊  を用い、Ｎｂ添加量はＴｉに換算するため  ４８／９３・［％Ｎｂ］  を用いて、Ｔｉ，  Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係について表わしている。
同図によれば、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝が  ７００℃すなわちＡ１  以上になると、再結晶温度Ｔｒｅは  ８５５℃近傍すなわちＡ３  近傍に急上昇し飽和することが分かる。
【００３４】
次に、図２に、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝≧Ａ１  の条件下において、Ａ３  （Ｃ，Ｓｉ，Ｍｎ，  Ｎｉ等を変化させることで変動）を種々に変化させた場合におけるＡ３  と再結晶温度Ｔｒｅとの関係について調べた結果を示す。
同図に示したとおり、  ６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝≧Ａ１  の条件下では、再結晶温度ＴｒｅはＡ３  と等価になっている。
【００３５】
この理由については、必ずしも明確ではないが、以下のように考えられる。
すなわち、Ｔｉ，Ｎｂが添加され、それらの微細炭化物のピン止め力により再結晶温度が上昇し、Ａ１  未満のフェライト（α）域で再結晶できなくなった場合、未再結晶の加工αのまま（フェライト＋オーステナイト（γ））２相域温度になり、高転位密度部、不均一変形部などの優先核生成サイトにおいて、加工αからの再結晶α核生成とα→γ変態核生成の競合が生じる。この時、α→γ変態の駆動力の方が再結晶の駆動力よりも大きいため、再結結晶α核生成より優先してγ核が次々と生成し、優先核生成サイトを占有すると考えられる。
このα→γ変態での原子再配列により歪み（転位）は消費され、転位密度の低い加工αのみ残留し、加工αの再結晶はますます困難となる。温度が上昇し、Ａ３  を超え、γ単相域になって初めて歪みが完全に解消され、見かけ上再結晶が完了する。これが、再結晶温度がＡ３  に一致し、飽和する機構と考えられる。
なお、この際のα→γ変態は、加工α（優先核生成サイトが多い）から核生成することになるので、再結晶が完了した高温でのγ粒は微細化する。従って、焼鈍中の高温γ粒微細化のために再結晶温度をＡ３  とすることは有効であるので、本発明では式（１）  を満足するＴｉ，  Ｎｂを添加することにしたのである。
【００３６】
次に、  （２）式は、Ａ３  を規定する条件である。
上述したとおり、  （１）式を満足する場合には、Ａ３  は実質的に再結晶温度になるため、Ａ３  以上の温度で再結晶焼鈍を行う必要がある。ここに、Ａ３  が  ８６０℃を超えた場合、再結晶焼鈍温度をより高温で施す必要が生じ、γ粒成長が激しく、結果として平均結晶粒径：３．５  μｍ  以下の微細粒は得られなかった。よって、Ａ３  ≦８６０  ℃を満足させる必要がある。
【００３７】
次に、  （３）式は、ＭｎやＮｉすなわちオーステナイト安定化元素の添加量を規定する条件である。
オーステナイト安定化元素の増大により、ＣＣＴ  図におけるフェライトスタート線が低温側にシフトすることにより、焼鈍後の冷却過程におけるγ→α変態時の変態過冷度が増大してαが微細核生成することにより、α結晶粒が微細化する。ここに、平均結晶粒径：３．５  μｍ  以下の微細粒を得るためには、上掲した（１），  （２）式に加えて  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  １．３（％）とする必要があった。
なお、  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  １．３（％）さえ満足していれば、ＭｎやＮｉは単独添加でも複合添加でもどちらでも良い。より好ましくは  ［％Ｍｎ］＋［％Ｎｉ］  ≧  ２．０（％）の範囲である。
【００３８】
次に、鋼組織について説明する。
本発明において、鋼組織は、フェライト相の体積分率を７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトの体積分率を５  ｖｏｌ％以上にすると共に、フェライトの平均結晶粒径を  ３．５μｍ  以下とする必要がある。
すなわち、フェライトは軟質な組織であり、延性や加工性の向上に寄与するだけでなく、炭素を固溶し難いため、めっき前の熱処理時にオーステナイトに炭素を濃化させるのに有効に寄与する。従って、本発明で所期した強度、延性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を得るためには、微細フェライトを主体とする鋼組織とする必要があり、特に平均結晶粒径が  ３．５μｍ  以下の微細フェライト相の体積分率を７０  ｖｏｌ％以上とすることが重要だからである。
ここに、フェライトの平均結晶粒径が  ３．５μｍ  を超えると強度−伸びバランスが低下すると共に、伸びフランジ性が劣化する。また、フェライトの体積分率が７０  ｖｏｌ％に満たないと、延性が著しく低下し、加工性が劣化する。
【００３９】
また、第２相は、残留オーステナイト相とする。この残留オーステナイト相は、鋼板の延性に大きく寄与する組織であり、その効果を得るためには、体積分率で組織全体の５  ｖｏｌ％以上とする必要がある。
【００４０】
なお、上記したフェライト相および残留オーステナイト相の他に、ベイナイト相やパーライト相、さらにはマルテンサイト相が生成する場合があるが、これらの相の合計が体積分率で２０  ｖｏｌ％以下であれば、許容できる。
【００４１】
次に、製造条件について説明する。
上記の好適成分組成に調整した鋼を、転炉などで溶製し、連続鋳造法等でスラブとする。この鋼素材であるスラブを、高温状態のまま、あるいは冷却したのち、１２００℃以上に加熱してから、熱間圧延を施し、ついで冷間圧延後、温度Ａ３  （℃）以上、（Ａ３  ＋３０）（℃）以下で再結晶焼鈍を施し、その後好ましくは  ３００℃までを１０℃／ｓ以上の速度で冷却する。
【００４２】
上記の工程において、スラブの加熱温度が１２００℃未満では、ＴｉＣなどが十分に固溶せずに粗大化し、後の再結晶焼鈍工程での再結晶温度上昇効果および結晶粒成長抑止効果が不十分となるため、スラブの加熱温度は１２００℃以上とする必要がある。
また、本発明において、上記スラブ加熱温度以外の熱間圧延条件は特に制限されるものではなく、常法に従えばよい。なお、熱間仕上げ圧延出側温度は特に限定されるものではないが、Ａｒ３変態点未満では、圧延中にαとγが生じて、鋼板にバンド状組織が生成し易くなり、かかるバンド状組織は冷間圧延後や焼鈍後にも残留し、材料特性に異方性を生じさせる原因となる場合があるので、熱間仕上げ圧延終了温度はＡｒ３変態点以上とすることが好ましい。
【００４３】
熱間圧延終了後の巻取り温度も特に限定されるものではないが、５００  ℃未満または  ６５０℃超えでは、窒素による時効劣化を抑制するためのＡｌＮの析出が不十分であり、材料特性が劣ることとなる。また、鋼板の組織を均一化し、その結晶粒径をなるべく微細で均一化するためにも、コイルの巻取り温度は  ５００℃以上、６５０  ℃以下とすることが好ましい。
【００４４】
ついで、好ましくは熱延鋼板表面の酸化スケールを酸洗により除去したのち、冷間圧延に供して、所定の板厚の冷延鋼板とする。ここに、酸洗条件や冷間圧延条件は特に制限されるものでなく、常法に従えばよい。
なお、冷間圧延時の圧下率は、再結晶焼鈍時の核生成サイトを増やし、結晶粒の微細化を促すという観点から４０％以上とすることが望ましく、一方圧下率を上げすぎると鋼板の加工硬化によって操業が困難となるので、圧下率の上限は９０％以下程度とするのが好ましい。
【００４５】
ついで、得られた冷延鋼板を、前掲（６）  式に示した温度Ａ３（℃）以上、（Ａ３＋３０）（℃）以下に加熱して、再結晶焼鈍を施す。
前述のように成分調整した本発明の鋼素材では、Ａ３  が実質的に再結晶温度と等価となっているので、Ａ３  未満の温度では再結晶が不十分となる。一方、（Ａ３  ＋３０）（℃）を超える温度では、焼鈍中のγ粒の成長が激しく、微細化に不適切である。この再結晶焼鈍は、連続焼鈍ラインで行うことが好ましく、連続焼鈍する場合の焼鈍時間は再結晶が生じる１０秒から  １２０秒程度とすることが好ましい。というのは、１０秒より短時間では再結晶が不十分であり、圧延方向に伸展したままの加工組織、再結晶していない回復組織が残存するために、十分な延性が確保できない場合があり、一方  １２０秒より長時間ではγ結晶粒の粗大化を招いて、所望の強度を得ることができないことがあるからである。
【００４６】
なお、再結晶焼鈍時の昇温速度は通常、連続焼鈍の行われる２〜２０℃／ｓ程度とすればよく、また再結晶焼鈍後の冷却は、結晶粒の成長を抑制するため、焼鈍温度から  ３００℃までの平均冷却速度を１０℃／ｓ以上として冷却することが好ましい。
【００４７】
ついで、上記の再結晶焼鈍後、酸洗を行い、めっき性に悪影響を及ぼす表面酸化物を除去する。すなわち、焼鈍中に鋼板表面に析出したＰ，Ｓｉ，  Ｍｎ，  Ｃｒなどが酸化物として濃化した表面濃化層を除去する。なお，このような除去すべき表面濃化層は、軽酸洗によって除去可能であるので、従来から行われている連続溶融亜鉛めっき処理前の軽酸洗で十分である。
【００４８】
つぎに、Ａ１  以上、（Ａ１  ＋７０）℃以下の温度域にて５〜３０秒間加熱した後、溶融亜鉛めっき開始温度まで好ましくは５〜１５℃／ｓの速度で冷却する。このような条件で熱処理することにより、Ｃ，Ｍｎ，Ｍｏ，Ｎｉなどの置換型の合金元素が変態により生成するオーステナイト相へと濃化して安定化し、その結果、冷却して得られる残留オーステナイト相を室温でも安定化することができ、良好な延性を得ることができる。
【００４９】
本発明では、前述したように、上記熱処理に先行して行う再結晶焼鈍で鋼の結晶粒を微細化しているため、Ｃや他の合金元素がγ相へと移動する距離が短く、オーステナイトへのＣなどの合金元素が濃化し易いので、残留オーステナイトを安定して得ることができる。
この熱処理における加熱温度がＡ１  未満では、オーステナイト相が生成しないため、冷却後に残留オーステナイト相が安定して得られない。一方、加熱温度が（Ａ１  ＋７０）℃超では、結晶粒成長が進行し、冷却後の微細組織が得られなくなる。よって、加熱温度はＡ１  以上、（Ａ１  ＋７０）  ℃以下とした。また、加熱時間が５秒未満では変態に要する時間が短かすぎてオーステナイトの生成に不利であり、一方３０秒より長時間ではオーステナイト中の炭素量が平衡量に達し、その効果がなくかえってオーステナイト中の炭素量が減少してしまい、安定な残留オーステナイトを生成する上で不利となる。従って、熱処理の時間は５〜３０秒に限定した。
【００５０】
また、熱処理時後の冷却速度は、結晶粒成長を抑制するためには５℃／ｓ以上とすることが好ましい。しかしながら、冷却速度があまりに速すぎるとマルテンサイトが生成して延性が低下するおそれがあるので、１５℃／ｓ以下とすることが好ましい。
【００５１】
なお、上記の熱処理は連続溶融亜鉛めっきラインにて行うことが望ましい。
上記熱処理後の冷却に引き続き溶融亜鉛めっきを行い、あるいはさらに合金化処理を施して、フェライトを７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトを５  ｖｏｌ％以上有する鋼組織とし、かつフェライト粒径が３．５  μｍ  以下の高張力溶融亜鉛めっき冷延鋼板を得る。
【００５２】
また、溶融亜鉛めっき処理あるいは合金化処理は通常の条件で行えばよい。
めっき温度が不必要に高温になりすぎると、残留オーステナイト量の確保に不利となり、一方温度が低いと亜鉛浴中での亜鉛と鉄の反応が遅くなって生産性が低下するため、溶融亜鉛めっき時の板温は  ４５０〜５５０  ℃程度とするのが有利である。
【００５３】
さらに、溶融亜鉛めっき後の合金化処理に際し、あまりに高温では残留オーステナイトの確保に不利となり、一方低温すぎると合金化の進行が遅くなり、生産性の低下を招くので、合金化処理時の板温は  ５００〜５６０  ℃程度とするのが望ましい。
【００５４】
【実施例】
表１に示す成分組成になるスラブを、表２に示す条件でスラブ加熱後、常法に従い熱間圧延して  ４．０ｍｍ厚の熱延板とした。この時、熱間仕上げ圧延出側温度はＡｒ３変態点以上とし、巻き取り温度は  ６００℃とした。この熱延板を、酸洗後、冷間圧延（圧下率：６０％）して、１．６  ｍｍ厚の冷延板としたのち、連続焼鈍ラインにて同じく表２に示す条件下で焼鈍を行い、ついで酸洗後、連続溶融亜鉛めっきラインにて、熱処理に引き続きめっき処理さらには合金化処理を施して、溶融亜鉛めっき鋼板とした。冷延板焼鈍時の昇温速度は５〜１０℃／ｓ、冷却速度は  ３００℃までの平均冷却速度を２０〜２５℃／ｓとした。連続溶融亜鉛めっきラインでのめっき前加熱温度から溶融亜鉛めっき温度までの冷却速度は５〜１５℃／ｓであった。また、溶融亜鉛めっき処理での浴中の鋼板温度は４６５  ℃、その後合金化処理を施した場合の合金化温度は  ５００℃であった。なお、Ｎｏ．１６  は、溶融亜鉛めっきのみとし、合金化処理は施さなかった。
かくして得られた溶融亜鉛めっき鋼板の組織、引張特性について調べた結果を表３に示す。
【００５５】
なお、組織は、鋼板の圧延方向断面について、光学顕微鏡あるいは電子顕微鏡を用いて調べ、併せてフェライトの体積率および平均結晶粒径を測定した。ここで、フェライトの平均結晶粒径はＪＩＳ  Ｇ  ０５５２に規定される切断法に準拠して求めた。
また、引張特性（引張強さ（ＴＳ）、伸び（ＥＬ））は、鋼板の圧延方向から採取したＪＩＳ５号試験片を用いた引張試験により測定した。
残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向に板厚の１／４  位置まで研磨し、この１／４  面でのＸ線回折強度を測定して求めた。入射Ｘ線にはＭｏＫαを使用し、フェライト相の｛１１０｝、｛２００｝、｛２１１｝各面のＸ線回折強度に対する残留オーステナイト相の｛２００｝、｛２２０｝、｛３１１｝各面のＸ線回折強度を求め、これらの平均値を残留オーステナイトの体積率とした。
延びフランジ性は、以下に述べる穴拡げ試験によって評価した。すなわち、日本鉄鋼連名規格ＪＦＳＴ１００１に準じて採取した試験片に、１０ｍｍφ（Ｄ０  ）の打ち抜き穴を加工したのち、頂角：６０°の円錐ポンチで押し拡げる加工を施し、割れが板厚を貫通した直後の穴径Ｄ（ｍｍ）を求め、次式
λ＝｛（Ｄ−Ｄ０）／Ｄ０）｝×１００  ％
で得られる穴拡げ率λで評価した。
【００５６】
【表１】
2004204341.tif 000006
【００５７】
【表２】
2004204341.tif 000007
【００５８】
【表３】
2004204341.tif 000008
【００５９】
表３に示したとおり、発明例はいずれも、フェライトの体積分率が７０  ｖｏｌ％以上、残留オーステナイトの体積分率が５  ｖｏｌ％以上で、かつフェライトの平均結晶粒径が  ３．５μｍ  以下と微細であり、またいずれもＴＳ×ＥＬが  ２００００  ＭＰａ・％以上、ＴＳ×λが  ６７０００  ＭＰａ・％以上と強度−延性バランスおよび強度−穴拡げバランスに優れていることが分かる。
これに対し、Ｎｏ．４は、めっき前加熱温度が適正上限温度（７３２  ℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しくて粗大化したため、ＴＳ×ＥＬが低下した。
Ｎｏ．９は、スラブの加熱温度が低かったため、ＴｉＣが粗大化し、再結晶温度上昇効果が抑制されて鋼板の結晶粒微細化効果が得られず、結晶粒径が大きくなった。また、ＴＳ×ＥＬ、ＴＳ×λ値も小さくなっている。
Ｎｏ．１０  は、焼鈍温度が本発明の適正上限温度（８８４  ℃）を大きく超えたため、結晶粒成長が激しく、ＴＳ×ＥＬ値が劣化した。
Ｎｏ．１１  は、焼鈍温度が本発明の下限（８５４  ℃）に満たなかったため、再結晶が完了せず、加工組織が残留したため、ＴＳ×ＥＬ値が劣っている。
Ｎｏ．１２  は、めっき前の加熱温度がＡ１  未満であったため、焼き戻されただけの組織となり、オースナイト相が形成されず、延性の低下を招いた。
Ｎｏ．２１  は、（１）  式を満足するにはＴｉ，  Ｎｂ量が不足しているため、再結晶が低温（α域）で起こり、再結晶温度とＡ３  が一致しない。このため、冷却後の焼鈍時に再結晶が通常のようにα域で生じ、結晶粒が粗大化して、十分な強度が得られず、伸び、穴広げ率も低い値であった。
Ｎｏ．２２  は、Ａ３  が  ８６０℃以上であることから、高温焼鈍が必要となり、その結果結晶粒が成長して、ＴＳ×ＥＬ値が劣化した。
Ｎｏ．２３  は、（Ｎｉ＋Ｍｎ）量が少ないために、焼鈍後冷却過程でのγ−α変態時の過冷度が小さく、フェライトが微細核生成することができなかったため、結晶粒が粗大化した。
【００６０】
【発明の効果】
かくして、本発明によれば、超微細粒組織を有し、延性に優れた高張力冷延鋼板を、製造設備の大幅な改造を伴うことなしに安定して製造することができ、産業上極めて有用である。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ａ１  ＝７００  ℃、Ａ３  ＝８５５  ℃に調整した鋼組成において、Ｔｉ，Ｎｂ添加量を種々に変更した場合のＴｉ，Ｎｂ添加量と再結晶温度との関係を示した図である。
【図２】６３７．５＋４９３０｛Ｔｉ＊  ＋  （４８／９３）・［％Ｎｂ］  ｝≧Ａ１  の条件下において、Ａ３  を種々に変化させた場合におけるＡ３  と再結晶温度Ｔｒｅとの関係を示した図である。
【図１】
2004204341.tif 000011
【図２】
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