(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
鋼板表面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溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、 Cu：0.5 〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、フェライト相および焼戻しマルテンサイト相からなる主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織を有し、前記フェライト相の体積率が30％以上であり前記焼戻しマルテンサイト相の体積率が20％以上であることを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項２】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの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に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
【請求項３】
前記組成に代えて、質量％で
Ｃ：0.20％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする請求項１に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項４】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有することを特徴とする請求項３に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
【請求項５】
質量％で、
Ｃ：0.20％以下、                Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、                Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、                Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下、                Cu：0.5 〜3.0 ％
を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、Ａc1変態点以上の温度に加熱したのち急冷する一次熱処理工程を施したのち、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の範囲の温度に加熱する二次熱処理工程を施し、ついで鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項６】
前記組成に加えてさらに、質量％で、下記Ａ群〜Ｃ群のうちの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５に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
記
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
【請求項７】
前記鋼板に代えて、質量％で、
Ｃ：0.20％以下、 Si：2.0 ％以下、
Mn：3.0 ％以下、 Ｐ：0.1 ％以下、
Ｓ：0.02％以下、 Al：0.3 ％以下、
Ｎ：0.02％以下
を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板とすることを特徴とする請求項５に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項８】
前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有することを特徴とする請求項７に記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項９】
前記一次熱処理工程と前記二次熱処理工程の間に、鋼板を酸洗する酸洗処理工程を施すことを特徴とする請求項５ないし８のいずれかに記載の高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【請求項１０】
前記溶融亜鉛めっき処理工程についで、前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行う合金化処理工程を施すことを特徴とする請求項５ないし９のいずれかに記載の高延性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、主として自動車用溶融亜鉛めっき鋼板に係り、とくに、曲げ加工性、伸びフランジ加工性、絞り加工性等のプレス成形性が良好で、しかもプレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に増加する、極めて大きな歪時効硬化特性を有する高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびその製造方法に関する。
【０００２】
なお、本発明でいう高延性鋼板とは、強度（ＴＳ）と延性（Ｅｌ）のバランス（ＴＳ×Ｅｌ）が19000MPa％以上の引張特性を有する鋼板を意味する。また、本発明でいう極めて大きな歪時効硬化特性、すなわち「歪時効硬化特性に優れる」とは、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性を有することを意味する。本発明において、ΔＴＳとは、塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜350 ℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したときの、熱処理前後の引張強さ増加量｛＝（熱処理後の引張強さ）−（予変形処理前の引張強さ）｝を意味する。また、本発明において、ΔＹＳとは、この熱処理前後の変形応力増加量｛ΔＹＳと記す；ΔＹＳ＝（熱処理後の降伏応力）−（予変形処理前の降伏応力））を意味する。
【０００３】
【従来の技術】
近年、地球環境の保全問題からの排出ガス規制に関連して、自動車の車体重量の軽減が極めて重要な課題となっている。最近、車体重量の軽減のために、自動車用鋼板を高強度化して鋼板板厚を低減することが検討されている。
鋼板を素材とする自動車の車体用部品の多くがプレス加工により成形されるため、使用される自動車鋼板には、優れたプレス成形性を有することが要求される。優れたプレス成形性を有する鋼板となるためには、まず高い延性を確保することが肝要となる。また、伸びフランジ成形が多用される場合もあり、高い穴拡げ率を有することも必要となる。しかし、一般に、鋼板を高強度化すると、延性が低下し、穴拡げ率が低下して、プレス成形性が低下する傾向となる。このため、従来から、高い延性を有し、プレス成形性に優れた高強度鋼板が要望されていた。
【０００４】
また最近では、衝突時に乗員を保護するため、自動車車体の安全性が重視され、そのために衝突時における安全性の目安となる耐衝撃特性の向上が要求されている。耐衝撃特性の向上には、完成車での強度が高いほど有利になる。したがって、自動車部品の成形時には、強度が低く、高い延性を有してプレス成形性に優れ、完成品となった時点には、強度が高くて耐衝撃特性に優れる鋼板が最も強く望まれていた。
【０００５】
このような要望に対し、プレス成形性と高強度化とを両立させた鋼板が開発された。この鋼板は、プレス加工後に 100〜 200℃の高温保持を含む塗装焼付処理施すと降伏応力が上昇する塗装焼付硬化型鋼板である。この鋼板では、最終的に固溶状態で存在するＣ量（固溶Ｃ量）を適正範囲に制御し、プレス成形時には軟質で、形状凍結性、延性を確保し、プレス成形後に行われる塗装焼付処理時に、残存する固溶Ｃがプレス成形時に導入された転位に固着して、転位の移動を妨げ、降伏応力を上昇させる。しかしながら、塗装焼付硬化型自動車用鋼板では、降伏応力は上昇させることができるものの、引張強さまでは上昇させることができなかった。
【０００６】
また、特公平５-24979号公報には、Ｃ：0.08〜0.20％、Mn：1.5 〜3.5 ％を含み、残部Feおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織がフェライト量５％以下の均一なベイナイトもしくは一部マルテンサイトを含むベイナイトで構成された焼付硬化性高張力冷延鋼板が開示されている。特公平５-24979号公報に記載された冷延鋼板は、連続焼鈍後の冷却過程で400 〜200 ℃の温度範囲を急冷し、その後徐冷とすることにより、組織を従来のフェライト主体の組織からベイナイト主体の組織として、従来になかった高い焼付け硬化量を得ようとするものである。
【０００７】
しかしながら、特公平５-24979号公報に記載された鋼板では、塗装焼付け後に降伏応力が上昇し、従来になかった高い焼付け硬化量が得られるものの、依然として引張強さまでは上昇させることができず、耐衝撃特性の向上が期待できないという問題があった。
プレス成形後に熱処理を施し、降伏応力のみならず引張強さをも上昇させようとする鋼板が、熱延鋼板ではあるが、いくつか提案されている。
【０００８】
例えば、特公平８-23048号公報には、Ｃ：0.02〜0.13％、Si：2.0 ％以下、Mn：0.6 〜2.5 ％、sol.Al：0.10％以下、Ｎ：0.0080〜0.0250％を含む鋼を、1100℃以上に再加熱し、850 〜950 ℃で仕上圧延を終了する熱間圧延を施し、ついで15℃／ｓ以上の冷却速度で150 ℃未満の温度まで冷却し巻取り、フェライトとマルテンサイトを主体とする複合組織とする、熱延鋼板の製造方法が提案されている。しかしながら、特公平８-23048号公報に記載された技術で製造された鋼板は、歪時効硬化により降伏応力とともに引張強さが増加するものの、150 ℃未満という極めて低い巻取温度で巻き取るため、機械的特性の変動が大きいという問題があった。また、プレス成形−塗装焼付処理後の降伏応力の増加量のばらつきが大きく、さらに、穴拡げ率（λ）が低く、伸びフランジ加工性が低下しプレス成形性が不足するという問題もあった。
【０００９】
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。高い耐食性を要求される部位に適用される素材には、溶融亜鉛めっき鋼板が好適であり、成形時にはプレス成形性に優れ、成形後の熱処理により著しく硬化する溶融亜鉛めっき鋼板が要望されている。
このような要望に対し、例えば、特許第2802513 号公報には、熱延板をめっき原板とする溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.05％以下、Mn：0.05〜0.5 ％、Al：0.1 ％以下、Cu：0.8 〜2.0 ％を含む鋼スラブを巻取温度：530 ℃以下の条件で熱間圧延を行い、続いて530 ℃以下の温度に加熱し鋼板表面を還元したのち、溶融亜鉛めっきを施すことにより、成形後の熱処理による著しい硬化が得られるとしている。しかしながら、この方法で製造された鋼板では、成形後熱処理により著しい硬化を得るためには、熱処理温度を500 ℃以上とする必要があり、熱処理温度が高く、実用上問題を残していた。
【００１０】
また、特開平10-310824 号公報には、熱延板あるいは冷延板をめっき原板とし、成形後の熱処理により強度上昇が期待できる合金化溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法が提案されている。この方法は、Ｃ：0.01〜0.08％を含み、Si、Mn、Ｐ、Ｓ、Al、Ｎを適正量としたうえで、Cr、Ｗ、Moの１種または２種以上を合計で0.05〜3.0 ％含有する鋼を熱間圧延したのち、あるいはさらに冷間圧延、または調質圧延し焼鈍したのち、溶融亜鉛めっきを行い、その後、加熱合金化処理を施すというものである。この鋼板は、成形後、200 〜450 ℃の温度域で加熱することにより引張強さ上昇が得られるとされる。しかしながら、得られた鋼板は、ミクロ組織が、フェライト単相、フェライト＋パーライト、またはフェライト＋ベイナイト組織であるため、高い延性が得られず、プレス成形性が低下するという問題があった。
【００１１】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、上記したように、極めて強い要求があるにもかかわらず、これらの特性を満足する鋼板を工業的に安定して製造する技術がこれまでになかったことに鑑み成されたものであり、上記した問題を有利に解決し、自動車用鋼板として好適な、優れたプレス成形性を有し、かつプレス成形後に、比較的低い温度での熱処理によって引張強さが極めて大きく上昇する歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板およびこの溶融亜鉛めっき鋼板を安定して生産できる製造方法を提案することを目的とする。
【００１２】
【課題を解決するための手段】
本発明者らは、上記した課題を達成するために、歪時効硬化特性におよぼす鋼板組織と合金元素の影響について鋭意研究を重ねた。その結果、鋼板組織をフェライト相および焼戻しマルテンサイト相からなる主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とし、さらに加えて、Ｃ含有量を低〜中炭素域とし、適正量のCuを、あるいはMo、Cr、Ｗのうちから選ばれた１種または２種以上を含有することにより、予歪量：５％以上とした予変形処理と150 ℃以上350 ℃以下の比較的低い温度の熱処理後に、降伏応力の増加に加え、引張強さも顕著に増加する高い歪時効硬化特性が得られることを見い出した。また、このような高い歪時効硬化特性に加えて、良好な延性、高い穴拡げ率を有し、プレス成形性に優れた鋼板となることを見いだした。
【００１３】
まず、本発明者らが行った基礎的な実験結果について説明する。
質量％で、Ｃ：0.08％、Si：0.5 ％、Mn：2.0 ％、Ｐ：0.01％、Ｓ：0.004 ％, Al：0.04％, Ｎ：0.002 ％を含有し、Cuを0.3 ％と1.3 ％と含有する組成を有するシートバーについて、1250℃に加熱−均熱後、仕上圧延終了温度が900 ℃となるように３パス圧延を行って板厚4.0 mmとした。なお、仕上圧延終了後、コイル巻取り処理として600 ℃×１ｈの保温相当処理を施した。引き続き、70％の冷間圧延を施して板厚1.2 mmの冷延板とした。ついで、これらの冷延板に、900 ℃で加熱−均熱した後、30℃／ｓの冷却速度で冷却する一次熱処理を施した。この一次熱処理後の鋼板組織は、ラス状マルテンサイト組織であった。この一次熱処理後の鋼板に、種々の温度で二次熱処理を施した後、450 〜500 ℃の温度域まで急冷し、ついで、溶融亜鉛めっき浴（0.13質量％Al-Zn 浴）に浸漬して、表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を施した。さらに、450 〜550 ℃の温度範囲に再加熱し、溶融亜鉛めっき層の合金化処理（めっき層中のFe含有率：約10％）を実施した。
【００１４】
得られた溶融亜鉛めっき鋼板について、引張試験を実施し引張特性を調査した。さらに、これら溶融亜鉛めっき鋼板の歪時効硬化特性についても調査した。
まず、これら溶融亜鉛めっき鋼板から試験片を採取し、試験片に引張予歪量５％の予変形処理を施し、ついで50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施し引張特性を求めた。歪時効硬化特性は、熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳで評価した。ΔＴＳは、熱処理を施した後の引張強さTSHTと、熱処理を施さない場合の引張強さTSとの差｛＝（熱処理後の引張強さTSHT）−（予変形処理前の引張強さTS）｝とした。なお、引張試験は、JIS ５号引張試験片を用いて実施した。
【００１５】
図１に、ΔＴＳと二次熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、得られた溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試験片に、引張歪５％の予変形処理を施し、ついで250 ℃×20min の熱処理を施した後引張試験を実施して求めた。
図１から、Cu含有量が1.3 質量％の場合には、鋼板組織をフェライト＋焼戻しマルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織にすることにより、ΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの二次熱処理温度でも、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。
【００１６】
図１から、Cu含有量を適正範囲とし、フェライト＋焼戻しマルテンサイト＋残留オーステナイトを含む複合組織とすることにより、高い歪時効硬化特性を有する溶融亜鉛めっき鋼板を製造することが可能であることがわかる。
図２に、ΔＴＳと予変形処理後の熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示す。なお、ΔＴＳは、二次熱処理温度を800 ℃とした合金化溶融亜鉛めっき鋼板から採取した試験片に、引張歪量５％の予変形処理を施し、ついで50〜350 ℃×20min の熱処理を施したのち、引張試験を実施して求めた。
【００１７】
図２から、ΔＴＳは、予変形処理後の熱処理温度が上昇するとともに増加するが、その増加量はCu含有量に大きく依存する。Cu含有量が1.3 質量％の場合には、熱処理温度が150 ℃以上でΔＴＳ：80MPa 以上という高い歪時効硬化特性が得られることがわかる。一方、Cu含有量が0.3 質量％の場合には、いずれの熱処理温度でも、ΔＴＳ：80MPa 未満であり、高い歪時効硬化特性は得られない。
【００１８】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板では、通常の熱処理前後の変形応力増加量測定時の予歪量である２％よりも多い歪量での予変形と、150 ℃以上350 ℃以下といった比較的低温度域での熱処理により、鋼板中に極微細Cuが析出する。本発明者らの検討によれば、この極微細Cuの析出により、降伏応力の増加に加え、引張強さが顕著に増加する高い歪時効硬化特性が得られたと考えられる。このような低温域での熱処理による極微細Cuの析出は、これまで報告されている極低炭素鋼あるいは低炭素鋼では全く認められなかった。低温域での熱処理によって極微細Cuが析出することについては、現在まで、その理由は明確となっていないが、フェライト（α）＋オーステナイト（γ）の２相域での熱処理中に、γ相にCuが多量に分配され、それが冷却後も引き継がれて残留オーステナイト中にCuが過飽和に固溶した状態になり、５％以上の予歪の付加により、残留オーステナイトがマルテンサイトに歪誘起変態し、歪誘起変態したマルテンサイト中に、その後の低温熱処理により、極微細にCuが析出したものと考えられる。
【００１９】
また、組織をフェライト＋焼戻しマルテンサイト＋残留オーステナイトの複合組織としたCu含有量が0.3 質量％と1.3 質量％の溶融亜鉛めっき鋼板について、穴拡げ試験を実施し、穴拡げ率（λ）を求めた。穴拡げ試験は、採取した試験片に、10mmφのポンチで打ち抜いてポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げを行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、
λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）/ ｄ0 ｝×100
で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径（ポンチ径）、ｄ：割れ発生時の内穴径である。Cu含有量が1.3 ％の鋼板の穴拡げ率λは 120％、Cu含有量が0.3 ％の鋼板の穴拡げ率λは50％であり、Cu含有量が1.3 ％の場合には0.3 ％の場合に比べ、穴拡げ率が高くなり、穴拡げ成形性が向上することが明らかになった。Cu含有による穴拡げ成形性が高くなる詳細な機構については、現在までに明確とはなっていないが、Cu添加によりフェライト、焼戻しマルテンサイト、残留オーステナイトおよび歪誘起変態したマルテンサイトとの硬度差が小さくなったためではないかと考えられる。
【００２０】
以上の新知見に基づき、本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、上記のような現象は、Cuを含まない組成の鋼板についても起こりうることを明らかにした。すなわち、Cuに代えて、Mo、Cr、Ｗのうちの１種または２種以上を含み、フェライト相および焼戻しマルテンサイト相からなる主相と体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相の複合組織とすることにより、予歪を付加し低温域にて熱処理を施すと、歪誘起変態したマルテンサイト中に極微細炭化物が歪誘起析出し、引張強さが上昇することを見出した。この歪誘起低温微細析出は、Mo、Cr、Ｗに加え、Nb、Ti、Ｖを複合添加することにより、より顕著になることも明らかになった。
【００２１】
本発明は、上記した知見に基づき、さらに検討して完成されたものである。
すなわち、本発明の要旨は下記のとおりである。
（１）鋼板表面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溶融亜鉛めっき鋼板であって、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有し、組織が、フェライト相および焼戻しマルテンサイト相からなる主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織を有し、前記フェライト相の体積率が30％以上であり前記焼戻しマルテンサイト相の体積率が20％以上であることを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（２）（１）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（３）（１）において、前記組成に代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有し、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有することを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（４）（３）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有することを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板。
（５）質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下、Cu：0.5 〜3.0 ％を含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板に、Ａc1変態点以上の温度に加熱したのち急冷する一次熱処理工程を施したのち、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の範囲の温度に加熱する二次熱処理工程を施し、ついで鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理工程を施すことを特徴とする、プレス成形性に優れ、かつΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れた高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（６）（５）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（７）（５）において、前記鋼板に代えて、質量％で、Ｃ：0.20％以下、Si：2.0 ％以下、Mn：3.0 ％以下、Ｐ：0.1 ％以下、Ｓ：0.02％以下、Al：0.3 ％以下、Ｎ：0.02％以下を含み、さらに、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含み、残部がFeおよび不可避的不純物からなる組成を有する鋼板とすることを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（８）（７）において、前記組成に加えてさらに、質量％で、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下含有することを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（９）（５）ないし（８）のいずれかにおいて、前記一次熱処理工程と前記二次熱処理工程の間に、鋼板を酸洗する酸洗処理工程を施すことを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
（１０）（５）ないし（９）のいずれかにおいて、前記溶融亜鉛めっき処理工程についで、前記溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行う合金化処理工程を施すことを特徴とする高延性溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法。
【００２２】
【発明の実施の形態】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層あるいは合金化溶融亜鉛めっき層が形成されためっき鋼板である。本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、引張強さＴＳ：440MPa以上の高張力溶融亜鉛めっき鋼板であり、プレス成形性に優れ、かつプレス成形後の比較的低い温度での熱処理により、引張強さが顕著に上昇し、ΔＴＳ：80MPa 以上になる歪時効硬化特性に優れためっき鋼板である。鋼板は熱延板あるいは冷延板いずれとしてもよい。
【００２３】
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、高い延性(El)を有し, 優れたプレス成形性を有する鋼板とするために、組織を、フェライト相および焼戻しマルテンサイト相からなる主相と、体積率で１％以上の残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とする必要がある。
なお、本発明でいう、焼戻しマルテンサイト相とは、ラス状のマルテンサイトを加熱することにより生成する相を指す。すなわち、焼戻しマルテンサイト相は、加熱（焼戻し）前のラス状マルテンサイトのラス形態を引き継いだ微細な内部構造を有することが特徴である。一方、焼戻しマルテンサイト相は加熱（焼戻し）によって軟質化し、マルテンサイトに比べて十分な塑性変形能を有し、鋼板の延性向上に有効な相である。また、本発明でいう、主相とは、体積率で50％以上を占める組織をいうものとする。なお、ラス状マルテンサイトとは、電子顕微鏡で観察すると、細長い板状のマルテンサイトの束よりなっているものを指す。
【００２４】
本発明鋼板では、主相である、フェライト相および焼戻しマルテンサイト相の組織合計は体積率で50％以上とすることが好ましい。フェライト相および焼戻しマルテンサイト相の組織合計が体積率で50％未満では、高い延性を確保することが困難となりプレス成形性が低下する。さらに良好な延性が要求される場合には、主相であるフェライト相と焼戻しマルテンサイト相の組織合計は体積率で80％以上とするのが好ましい。なお、複合組織の利点を利用するため、フェライト相と焼戻しマルテンサイト相の組織合計は98％以下とするのが好ましい。なお、主相を形成するフェライト相は全組織に対する体積率で30％以上、焼戻マルテンサイト相は全組織に対する体積率で20％以上とすることが好ましい。フェライト相の体積率が30％未満あるいは焼戻マルテンサイト量が20％未満では、顕著な延性向上効果が期待できない。
【００２５】
また、本発明では、第２相として、残留オーステナイト相を、全組織に対する体積率で１％以上含有する。残留オーステナイト相が１％未満では、高い延性（Ｅｌ）を得ることができない。なお、より高い延性を得るためには、残留オーステナイト相は２％以上含有することが好ましく、より好ましくは３％以上である。なお、第２相は、体積率で１％以上の残留オーステナイト相単独としても、あるいは体積率で１％以上の残留オーステナイト相と、副相としてそれ以外のパーライト相、ベイナイト相、マルテンサイト相のいずれかとの混合としてもよく、とくに限定されない。
【００２６】
上記した組織を有する溶融亜鉛めっき鋼板は、高延性を有し、プレス成形性に優れ、かつ歪時効硬化特性に優れた鋼板である。
本発明でいう、「歪時効硬化特性に優れた」とは、上記したように、引張塑性歪量５％以上の予変形処理後、150 〜350 ℃の範囲の温度で保持時間：30ｓ以上の熱処理を施したとき、この熱処理前後の引張強さ増加量ΔＴＳ｛＝（熱処理後の引張強さ）―（予変形処理前の引張強さ）｝が80MPa 以上となることを意味する。なお、望ましくはΔＴＳは100MPa以上である。この熱処理により降伏応力も上昇し、ΔＹＳ｛＝（熱処理後の降伏応力）―（予変形処理前の降伏応力）｝：80MPa 以上が得られることはいうまでもない。
【００２７】
歪時効硬化特性を規定する場合、予歪（予変形）量は重要な因子である。本発明者らは、自動車用鋼板が適用される変形様式を想定して、予歪量がその後の歪時効硬化特性に及ぼす影響について調査した。その結果、極めて深い絞り加工以外はおおむね１軸相当歪（引張歪）量で整理できること、また、実部品においては、この１軸相当歪量がおおむね５％を上回っていること、また、部品強度が予歪５％の歪時効処理後に得られる強度と良く対応すること、が明らかになった。これらのことから、本発明では、熱処理の予歪（変形）５％以上の引張塑性歪とした。
【００２８】
従来の塗装焼付処理条件は、170 ℃×20 minが標準として採用されているが、本発明におけるように、極微細Cuあるいは微細炭化物の析出強化を利用する場合には、熱処理温度は150 ℃以上が必要となる。一方、350 ℃を超える条件では、その効果が飽和し、逆にやや軟化する傾向を示す。また、350 ℃を超える温度に加熱すると、熱歪やテンパーカラーの発生などが顕著となる。このようなことから、本発明では、歪時効硬化のための熱処理温度は150 〜350 ℃とした。なお、熱処理温度における保持時間は30ｓ以上とする。熱処理の保持時間については、150 〜350 ℃ではおおむね30ｓ程度以上保持すれば、ほぼ十分な歪時効硬化が達成される。より大きな安定した歪時効硬化を得たい場合は60ｓ以上とするのが望ましく、より好ましくは300 ｓ以上である。
【００２９】
予変形後の熱処理における加熱方法は、とくに限定されないが、通常の塗装焼付処理におけるように、炉による雰囲気加熱以外に、たとえば誘導加熱、無酸化炎、レーザー、プラズマなどによる加熱などがいずれも好適である。また、鋼板の温度を高めてプレスする、いわゆる温間プレスも、本発明においては極めて有効な方法である。
つぎに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の組成限定理由について説明する。なお、質量％は単に％と記す。
【００３０】
Ｃ：0.20％以下
Ｃは、鋼板の強度を増加し、さらにフェライトおよび焼戻しマルテンサイトからなる主相と残留オーステナイトを含む第２相との複合組織の形成を促進する元素であり、本発明では複合組織形成の観点から0.01％以上含有するのが好ましい。一方、0.20％を超える含有は、鋼中の炭化物の分率が増加し、延性、さらにはプレス成形性を低下させる。さらに、より重要な問題として、Ｃ含有量が0.20％を超えると、スポット溶接性、アーク溶接性等が顕著に低下する。このため、本発明では、Ｃは0.20％以下に限定した。なお、成形性の観点からは0.18％以下とするのが好ましい。
【００３１】
Si：2.0 ％以下
Siは、鋼板の延性を顕著に低下させることなく、鋼板を高強度化させることができる有用な強化元素であるとともに、残留オーステナイトを得るために必要な元素であり、0.1 ％以上含有するのが好ましい。一方、その含有量が2.0 ％を超えると、プレス成形性の劣化を招くとともに、めっき性を低下させる。このため、Siは2.0 ％以下に限定した。
【００３２】
Mn：3.0 ％以下
Mnは、鋼を強化する作用があり、また、Ｓによる熱間割れを防止する有効は元素であり、含有するＳ量に応じて含有するのが好ましい。このような効果は、0.5 ％以上の含有で顕著となる。一方、3.0 ％を超える含有は、プレス成形性および溶接性が劣化する。このため、本発明ではMnは3.0 ％以下に限定した。なお、より好ましくは1.0 ％以上である。
【００３３】
Ｐ：0.10％以下
Ｐは、鋼を強化する作用があり、本発明では、0.005 ％以上含有することが強度確保するうえで好ましいが、過剰に含有するとプレス成形性が劣化する。このため、本発明ではＰは0.10％以下に限定した。なお、より優れたプレス成形性が要求される場合には、0.08％以下とするのが好ましい。
【００３４】
Ｓ：0.02％以下
Ｓは、鋼板中では介在物として存在し、鋼板の延性、成形性、とくに伸びフランジ成形性の劣化をもたらす元素であり、できるだけ低減するのが好ましいが、0.02％以下に低減するとさほど悪影響をおよぼさなくなるため、本発明ではＳは0.02％を上限とした。なお、より優れた伸びフランジ成形性を要求される場合には、Ｓは0.010 ％以下とするのが好ましい。
【００３５】
Al：0.30％以下
Alは、鋼の脱酸元素として添加され、鋼の清浄度を向上させるのに有用な元素であるとともに、残留オーステナイトの形成にも有効な元素であり、本発明では、0.01％以上含有することが好ましいが、0.30％を越えて過剰に含有してもより効果が飽和し含有量に見合う効果が得られず、逆にプレス成形性が劣化する。このため、Alは0.30％以下に限定した。なお、本発明では、Al脱酸以外の脱酸方法による溶製方法を排除するものではなく、たとえばTi脱酸やSi脱酸を行ってもよく、これらの脱酸法による鋼板も本発明の範囲に含まれる。その際、CaやREM 等を溶鋼に添加しても、本発明鋼板の特徴はなんら阻害されことはない。CaやREM 等を含む鋼板も本発明範囲に含まれるのは、勿論である。
【００３６】
Ｎ：0.02％以下
Ｎは、固溶強化や歪時効硬化で鋼板の強度を増加させる元素であり、0.001 ％以上含有することが好ましいが、0.02％を超えて含有すると、鋼板中に窒化物が増加し、それにより鋼板の延性、さらにはプレス成形性が顕著に劣化する。このため、Ｎは0.02％以下に限定した。なお、よりプレス成形性の向上が要求される場合には0.01％以下とするのが好適である。
【００３７】
Cu：0.5 〜3.0 ％
Cuは、鋼板の歪時効硬化（予変形―熱処理後の強度増加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素である。Cu含有量が0.5 ％未満では、たとえ予変形―熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このため、本発明では、Cuは0.5 ％以上の含有を必要とする。一方、3.0 ％を超える含有は、効果が飽和し、含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招き、さらに鋼板の表面性状が悪化する。このため、Cuは0.5 〜3.0 ％に限定した。なお、より大きなΔＴＳと優れたプレス成形性とを両立させるためには、Cuは1.0 〜2.5 ％の範囲にするのが好ましい。
【００３８】
また、本発明では、上記したCuを含有する組成に加えてさらに、次Ａ群〜Ｃ群
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
のうちの１群または２群以上を含有することが好ましい。
【００３９】
Ａ群：Ni：2.0 ％以下
Ａ群：Niは、Cu添加時に鋼板表面に発生する表面欠陥の防止に有効であり、必要に応じ含有できる。含有する場合には、その含有量は、Cu含有量に依存し、およそCu含有量の半分程度、具体的にはCu含有量の30〜80％程度とするのが好ましい。なお、2.0 ％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できなく経済的に不利となるうえ、逆にプレス成形性が劣化する。このようなことから、Niは2.0 ％以下に限定するのが好ましい。
【００４０】
Ｂ群：Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％以下
Ｂ群：Cr、Moは、いずれもMnと同様に鋼を強化する作用を有しており、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Cr、Moのうちの１種または２種を合計で2.0 ％を超えて含有すると、プレス成形性が低下する。このため、Ｂ群：Ｃｒ，Ｍｏのうちの１種または２種を合計で2.0％以下に限定するのが好ましい。なお、プレス性の観点からCrは 0.1％以上、Moは 0.1％以上とすることが好ましい。
【００４１】
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下
Ｃ群：Nb、Ti、Ｖは、いずれも炭化物形成元素であり、炭化物の微細分散により高強度化に有効に作用し、必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％を超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で0.2 ％以下に限定することが好ましい。なお、Nbは0.01％以上、Tiは0.01％以上、Ｖは0.01％以上とすることで、上記した効果を有利に得ることができる。
【００４２】
また、本発明では、Cuに代えて、Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有してもよい。
Mo：0.05〜2.0 ％、Cr：0.05〜2.0 ％、Ｗ：0.05〜2.0 ％のうちから選ばれた１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Mo、Cr、Ｗはいずれも、鋼板の歪時効硬化（予変形―熱処理後の強度増加）を顕著に増加させる元素であり、本発明において最も重要な元素であり選択して含有できる。これらMo、Cr、Ｗの１種または２種以上を含有させ、さらにフェライト相と焼戻しマルテンサイト相からなる主相と残留オーステナイト相を体積率で１％以上含む第２相とからなる複合組織とすることにより、５％以上の予歪の付加と低温熱処理により、残留オーステナイトがマルテンサイトに歪誘起変態し、さらに歪誘起変態したマルテンサイト中に微細炭化物の歪誘起低温微細析出が起こり、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加が得られる。これら元素の含有量がそれぞれ0.05％未満では、鋼板組織および予変形―熱処理条件を変化させても、ΔＴＳ：80MPa 以上の引張強さの増加は得られない。このため、本発明では、Mo、Cr、Ｗはそれぞれ0.05％以上含有することが好ましい。一方、Mo、Cr、Ｗがそれぞれ2.0％を超えて含有しても、効果が飽和し含有量に見合う効果が期待できず経済的に不利となるうえ、プレス成形性の劣化を招く。このため、Mo、Cr、Ｗはそれぞれ0.05〜2.0 ％に限定し、さらにそれらの合計含有量も2.0 ％以下に限定することが好ましい。
【００４３】
また、上記したMo、Cr、Ｗの１種または２種以上を含有する組成に加えてさらに、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下含有することが好ましい。
Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％以下
Nb、Ti、Ｖはいずれも、炭化物形成元素であり、Mo、Cr、Ｗの１種または２種以上を含有する場合に必要に応じ選択して含有できる。しかし、Nb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を合計で2.0 ％超えて含有すると、プレス成形性が劣化する。このため、Nb、Ti、Ｖは合計で2.0 ％以下に限定するのが好ましい。 Mo 、Cr、Ｗの１種または２種以上を含有し、さらにこれらNb、Ti、Ｖのうちの１種または２種以上を含有したうえ、組織をフェライト相と焼戻しマルテンサイトとからなる主相と残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とすることにより、予変形ー熱処理時に歪誘起変態したマルテンサイト中に微細複合炭化物が形成され、歪誘起低温微細析出が誘発されて起こり、ΔＴＳ：80MPa以上の引張強さの増加が得られる。このような効果を得るためには、それぞれNbは0.01％以上、Tiは0.01％以上、Ｖは0.01％以上含有することが好ましく、１種または２種以上を必要に応じ選択して含有できる。
【００４４】
なお、上記した成分以外に、とくに限定していないが、Ｂ：0.1 ％以下、Ca：0.1 ％以下、Zr：0.1 ％以下、REM ：0.1 ％以下等を含有してもなんら問題はない。
上記した成分以外の残部はFeおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、Sb：0.01％以下、Sn：0.1 ％以下、Zn：0.01％以下、Co：0.1 ％以下が許容できる。
【００４５】
つぎに、本発明の溶融亜鉛めっき鋼板の製造方法について説明する。
本発明の溶融亜鉛めっき鋼板は、上記した組成を有する鋼板に、Ａc1変態点以上の温度に加熱したのち急冷する一次熱処理工程を施した後、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、（Ａc1変態点）〜（Ａc3変態点）の範囲の、フェライト＋オーステナイトの二相域の温度に加熱する二次熱処理工程と、ついで鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理工程とを順じ施すことにより、製造するのが好ましい。
【００４６】
なお、使用する鋼板は、熱延鋼板、冷延鋼板いずれも好適である。使用する鋼板の好適な製造方法について、以下に説明するが、本発明ではこれに限定されるものではないことはいうまでもない。
まず、熱延鋼板（熱延板）の好適な製造方法について説明する。
使用する素材（鋼スラブ）は、成分のマクロ偏析を防止するために連続鋳造法で製造するのが好ましいが、造塊法、薄スラブ鋳造法で製造してもよい。また、鋼スラブを製造したのち、いったん室温まで冷却し、その後再度加熱する従来法に加え、冷却しないで、温片のままで加熱炉に挿入する、あるいはわずかの保熱をおこなった後に直ちに圧延する直送圧延・直接圧延などの省エネルギープロセスも問題なく適用できる。
【００４７】
まず、素材（鋼スラブ）を加熱し、熱間圧延を施し熱延板とする熱延工程を施す。熱延工程は所望の板厚の熱延板が製造できる条件であれば通常公知の条件でとくに問題はない。なお、好ましい熱延条件は下記のとおりである。
スラブ加熱温度：900℃以上
スラブ加熱温度は、Cu含有鋼の場合には、Cu起因の表面欠陥を防止するために低い方が望ましい。しかし、加熱温度が900 ℃未満では、圧延荷重が増大し、熱間圧延時のトラブル発生の危険が増大する。なお、酸化重量の増加にともなうスケールロスの増大などから、スラブ加熱温度は1300℃以下とすることが望ましい。なお、スラブ加熱温度を低くし、かつ熱間圧延時のトラブルを防止するといった観点から、シートバーを加熱する、いわゆるシートバーヒーターを活用することは、有効な方法であることは言うまでもない。
【００４８】
仕上圧延終了温度：700 ℃以上
仕上圧延終了温度ＦＤＴを700 ℃以上とすることにより、冷延および再結晶焼鈍後に優れた成形性が得られる均一な熱延母板組織を得ることができる。一方、仕上圧延終了温度が700 ℃未満では、熱延母板組織が不均一となるとともに、熱間圧延時の圧延負荷が高くなり、熱間圧延時のトラブルが発生する危険性が増大する。このようなことから、熱延工程のＦＤＴは700 ℃以上とするのが好ましい。
【００４９】
巻取温度：800 ℃以下
巻取温度ＣＴは、800 ℃以下とするのが好ましく、より好ましくは200 ℃以上である。ＣＴが800 ℃を超えると、スケールが増加しスケールロスにより歩留りが低下する傾向となる。なお、ＣＴが200 ℃未満となると、鋼板形状が顕著に乱れ、実際の使用にあたり不具合を生じる危険性が増大する。
【００５０】
このように、本発明で好適に使用できる熱延鋼板は、スラブを900 ℃以上に加熱した後、仕上圧延終了温度：700 ℃以上とする熱間圧延を施し、800 ℃以下好ましくは200 ℃以上の巻取温度で巻き取り熱延板とするのが好ましい。
なお、上記した熱延工程では、熱間圧延時の圧延荷重を低減するために仕上圧延の一部または全部を潤滑圧延としてもよい。潤滑圧延を行うことは、鋼板形状の均一化、材質の均一化の観点からも有効である。なお、潤滑圧延の際の摩擦係数は0.25〜0.10の範囲とすることが好ましい。また、相前後するシートバー同士を接合し、連続的に仕上圧延する連続圧延プロセスとすることが好ましい。連続圧延プロセスを適用することは、熱間圧延の操業安定性の観点からも望ましい。
【００５１】
また、スケールが付着したままの熱延板に熱延板焼鈍を施し、鋼板表層に内部酸化層を形成させてもよい。内部酸化層の形成は、Si、Mn、Ｐ等の表面濃化防止のため溶融亜鉛めっき性を向上させる。
上記した方法で製造された熱延板を、めっき原板としてもよいが、さらに上記した熱延板に冷延工程を施した冷延板をめっき原板として使用してもよい。
【００５２】
冷延工程では、熱延板に冷間圧延を施す。冷間圧延条件は、所望の寸法形状の冷延板とすることができればよく、とくに限定されないが、冷間圧延時の圧下率は40％以上とすることが好ましい。圧下率が40％未満では、後工程である一次熱処理時に、再結晶が均一に起こりにくくなるからである。
本発明では、上記した鋼板（熱延板または冷延板）に、まず、Ａc1変態点以上の温度に加熱したのち急冷する一次熱処理工程を施す。
【００５３】
一次熱処理工程における加熱は、Ａc1変態点以上、好ましくは（Ａc3変態点−50℃）以上、より好ましくはＡc3変態点以上の温度に保持する加熱とすることが好ましい。加熱後、Ms点以下の温度まで10℃/s以上の冷却速度で鋼板を急冷することが好ましい。この一次熱処理工程により、鋼板には、ラス状マルテンサイトが生成される。本発明では、この一次熱処理工程により、ラス状マルテンサイトを形成させることが最も重要な点である。鋼板中にラス状マルテンサイトが形成されなければ、その後の工程において、残留オーステナイト相を含む第２相を形成させることは難しい。
【００５４】
なお、メッキ母板として、最終熱間圧延が（Ａr3変態点−50）℃以上の温度で行われた熱延鋼板を使用する場合には、最終圧延後の冷却時に、Ms点以下の温度まで10℃/s以上の冷却速度で急冷することにより、この一次熱処理工程を代替することができる。
上記した一次熱処理工程により、ラス状マルテンサイトを生成させた鋼板は、ついで、連続溶融亜鉛メッキを行うラインで、さらにＡc1変態点〜Ａc3変態点の温度域に加熱、保持する二次熱処理工程を施される。この二次熱処理工程により、一次熱処理工程で形成されたラス状マルテンサイトを焼戻しマルテンサイトとするとともに、残留オーステナイトを生成するため組織の一部再オーステナイト化が図られる。
【００５５】
二次熱処理工程における, 加熱、保持温度が、Ａc1変態点未満では、残留オーステナイトが得られない。また、加熱、保持温度がＡc3変態点を超えると、鋼板組織全体が再オーステナイト化し、焼戻しマルテンサイトが消失する。このようなことから、二次熱処理における加熱、保持温度はＡc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲の温度とすることが好ましい。
【００５６】
二次熱処理工程でＡc1変態点〜Ａc3変態点の温度範囲に加熱、保持された鋼板は、ついで、残留オーステナイト形成の観点から、該加熱、保持温度から５℃／ｓ以上の冷却速度で、500 ℃以下の温度まで冷却されるのが好ましい。これにより、鋼板の組織は、フェライト相と焼戻しマルテンサイト相からなる主相と、残留オーステナイト相を含む第２相との複合組織とすることができる。
【００５７】
二次熱処理を施された鋼板は、続いて、連続溶融亜鉛めっきを行うラインで、溶融亜鉛めっき処理工程を施される。
溶融亜鉛めっき処理は、通常、連続溶融亜鉛めっきラインで行われている処理条件（亜鉛浴温度：450 〜500 ℃）でよく、とくに処理条件は限定する必要はない。しかし、極端に高温でのめっきは、めっき特性が劣るため500 ℃以下とすることが好ましい。また、450 ℃未満でのめっきは, めっき特性の劣化という問題もある。なお、残留オーステナイト形成の観点からは、溶融亜鉛めっき処理の温度から300 ℃までの冷却速度を、５℃／ｓ以上とすることが好ましい。
【００５８】
また、めっき処理後, 必要に応じ目付量調整のためワイピングを行ってもよい。
また、溶融亜鉛メッキ処理後、メッキ層の合金化処理を施してもよい。合金化処理は、溶融亜鉛メッキ処理後、450 〜550 ℃の温度域まで再加熱して行うことが好ましい。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。一方、550 ℃を超えると、めっき特性が劣化するとともに、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。
【００５９】
なお、合金化処理後は、５℃／ｓ以上の冷却速度で300 ℃まで冷却するのが好ましい。合金化処理後の冷却速度が極端に小さ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。
なお、本発明では、一次熱処理工程と溶融亜鉛めっき工程の間に、一次熱処理工程で、鋼板表面に形成された鋼中成分の表面濃化層を除去する酸洗処理を行うことが、めっき性改善のために好ましい。一次熱処理により、鋼板表面には、鋼中成分のＰが濃化し、また、Si、Mn、Cr等が酸化物として濃化する、表面濃化層が形成される。この表面濃化層を酸洗処理により除去し、その後の連続溶融亜鉛めっきラインで還元雰囲気中で焼鈍を行うことが、めっき性の改善に有利となる。
【００６０】
また、溶融亜鉛めっき処理工程後、あるいは合金化処理工程後に、形状矯正、表面粗度等の調整のために、10％以下の調質圧延工程を加えてもよい。
また、本発明鋼板には、溶融亜鉛めっき後、Fe-Pめっきなどの特殊な処理を施して、化成処理性、溶接性、プレス成形性および耐食性等の改善を行ってもよい。
【００６１】
【実施例】
（実施例１）
表１に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これらスラブを、表２に示す条件の熱間圧延により熱延鋼帯（熱延板）にした。これら熱延鋼帯（熱延板）を酸洗した後、連続焼鈍ライン（CAL ）で、表２に示す条件で一次熱処理工程を施し、引き続き連続溶融亜鉛めっきライン（CGL ）で、表２に示す条件で二次熱処理工程を行ったのち、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成する溶融亜鉛めっき処理を行う溶融亜鉛めっき処理工程を施した。ついで、表２に示す条件で溶融亜鉛めっき層の合金化処理を行う合金化処理工程を施した。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００６２】
また、熱延鋼帯（熱延板）を、さらに酸洗したのち、表２に示す条件で冷延工程により冷延鋼帯（冷延板）とした。これら冷延鋼帯（冷延板）を、連続焼鈍ライン（CAL ）で、表２に示す条件で一次熱処理工程を施し、引き続き、連続溶融亜鉛めっきライン（CGL ）で、表２に示す条件で二次熱処理工程を施したのち、溶融亜鉛めっき処理工程を施した。ついで、表２に示す条件で合金化処理工程を施した。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００６３】
なお、一次熱処理工程を経た一部の鋼板には、連続溶融亜鉛めっきライン（CGL ）での二次熱処理工程に先立ち、表２に示す酸洗処理を施した。酸洗処理は、ＣＧＬ入側の酸洗槽にて行った。
なお、亜鉛めっき浴温は460 〜480 ℃の範囲とし、浸漬する鋼板の温度は、めっき浴温以上、（浴温+10 ℃）以下とした。また、合金化処理は、480 〜540 ℃の温度範囲に再加熱し、その温度に15〜28ｓ間保持した。なお、合金化処理後の冷却速度は10℃／ｓとした。これらめっき鋼板には、さらに1.0 ％の調質圧延を施した。
【００６４】
上記した工程より得られた溶融亜鉛めっき鋼板（鋼帯）について、微視組織、引張特性、歪時効硬化特性、穴拡げ率を求めた。なお、プレス成形性は、伸びＥｌ（延性）および穴拡げ率から評価した。
（１）微視組織
鋼板の微視組織は、鋼板の圧延方向断面（Ｌ断面）を光学顕微鏡あるいは走査型電子顕微鏡を用いて観察した。フェライト、ラス状マルテンサイト、焼戻しマルテンサイトおよびマルテンサイトの組織分率については、倍率1000倍の断面組織写真を用いて、画像解析により各組織の組織分率を求め、該当相の体積率とした。また、残留オーステナイト量は、鋼板を板厚方向の中心面まで研磨し、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MoK α線を使用し、フェライト相の｛111 ｝、｛200 ｝、｛221 ｝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｛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。
（２）引張特性
得られた鋼帯から、JIS ５号引張試験片を圧延方向に直行する方向に採取し、JIS Ｚ2241の規定に準拠して引張試験を行い、降伏強さＹＳ、引張強さＴＳ、伸びＥｌを求めた。
（３）歪時効硬化特性
得られた鋼帯から、JIS ５号引張試験片を圧延方向に直行する方向に採取し、予変形（引張予歪）として５％の塑性変形を与えて、ついで250 ℃×20 minの熱処理を施したのち、引張試験を実施し、熱処理後の引張特性（降伏応力ＹＳTH，引張強さＴＳHT）を求め、ΔＹＳ＝ＹＳTH−ＹＳ、ΔＴＳ＝ＴＳHT−ＴＳを算出した。なお、ＹＳTH、ＴＳHTは予変形―熱処理後の降伏応力、引張強さであり、ＹＳ、ＴＳは鋼帯の降伏応力、引張強さである。
（４）穴拡げ率
得られた鋼帯から採取した試験片に、日本鉄鋼連盟の規定JFS T 1001-1996 に準拠して10mmφのポンチで打ち抜いてポンチ穴を形成したのち、頂角60°の円錐ポンチを用い、ばりが外側になるようにして、板厚を貫通する割れが発生するまで穴拡げ試験を行い、穴拡げ率λを求めた。穴拡げ率λは、λ（％）＝｛（ｄ−ｄ0 ）/ ｄ0 ｝×100 で求めた。なお、ｄ0 ：初期穴径（ポンチ径）、ｄ：割れ発生時の内穴径である。
【００６５】
これらの結果を表３に示す。
【００６６】
【表１】
0004608822.tif 000002
【００６７】
【表２】
0004608822.tif 000003
【００６８】
【表３】
0004608822.tif 000004
【００６９】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと大きな穴拡げ率λを示して、伸びフランジ成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、あるいは穴拡げ率λが小さいか、ΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
（実施例２）
表４に示す組成の溶鋼を転炉で溶製し、連続鋳造法でスラブとした。ついで、これらスラブを1250℃に加熱したのち、仕上圧延終了温度：900 ℃、巻取温度：600 ℃とする熱間圧延を施す熱延工程により、板厚4.0mm の熱延鋼帯（熱延板）とした。引き続き、これら熱延鋼帯（熱延板）に酸洗、冷間圧延を施す冷延工程により、板厚1.2mm の冷延鋼帯（冷延板）とした。ついで、これら冷延鋼帯（冷延板）に、連続焼鈍ライン(CAL )で、表５に示す条件で一次熱処理工程を施した。引き続き、連続溶融亜鉛めっきライン（CGL ）で、表５に示す条件で二次熱処理工程を施し、ついで溶融亜鉛めっき処理工程を施し、鋼板表面に溶融亜鉛めっき層を形成した。また、表５に示す条件で合金化処理工程を施した。なお、合金化処理後の冷却速度を10℃／ｓとした。なお、一部の鋼板は溶融亜鉛めっき処理のままとした。
【００７０】
これらの結果を表６に示す。
【００７１】
【表４】
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【００７２】
【表５】
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【００７３】
【表６】
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【００７４】
本発明例は、いずれも、高い伸びＥｌと高い穴拡げ率λを示し、プレス成形性に優れるとともに、極めて大きなΔＴＳを示し、歪時効硬化特性に優れた鋼板となっている。これに対し、本発明の範囲を外れる比較例では、伸びＥｌが低いか、λが低いか、あるいはΔＴＳが小さく、プレス成形性、歪時効硬化特性が低下した鋼板となっている。
【００７５】
【発明の効果】
本発明によれば、優れたプレス成形性を維持しつつ、プレス成形後の熱処理により引張強さが顕著に上昇する溶融亜鉛めっき鋼板を、安定して製造することが可能となり、産業上格段の効果を奏する。本発明の冷延鋼板を自動車部品に適用した場合、プレス成形が容易で、かつ完成後の部品特性を安定して高くでき、自動車車体の軽量化に十分に寄与できるという効果もある。
【図面の簡単な説明】
【図１】予変形−熱処理後のΔＴＳと焼鈍温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図２】予変形−熱処理後のΔＴＳと熱処理温度の関係におよぼすCu含有量の影響を示すグラフである。
【図１】
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【図２】
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